0.   序言

高强低合金钢(high strength low alloy steel，HSLA)是一种C含量和合金元素含量比较低，而强度较高的工程结构用钢，低合金高强钢因综合力学性能优异和经济效益显著而被广泛应用. 目前，屈服强度为690 MPa级HSLA钢已广泛用于桥梁建筑、工程结构、海洋平台、大型船舶、工程机械等领域^[1-5]. HSLA钢C含量一般低于0.06%处于易焊接区域，具有良好的焊接性能，690 MPa级HSLA钢处于难焊与易焊区交接边界区域，有一定预热和层间温度控制要求^[6-7]，690 MPa级HSLA钢焊接25.4 mm以下钢板时，预热温度可以降低到16 ℃，当板厚超过25.4 mm后，预热温度在52 ~ 93 ℃之间^[8]，不预热或较低预热温度能够极大降低焊接要求，提高焊接效率并显著降低焊接成本. 目前，690 MPa级HSLA钢尚未完全解决等强匹配不预热焊接问题，HSLA钢焊接相关研究滞后其开发研究，相关焊材匮乏限制了HSLA钢的推广使用，迫切需要改进和开发相应的焊接填充金属材料及配套焊接工艺. 改善焊缝金属塑性及强韧性能够降低冷裂纹出现概率，利于降低预热温度，实现等强不预热焊接. 在焊缝金属强韧性调控中，成分调控是提高其强韧性的主要措施之一，Evans等人^[9]研究Mn，Si匹配，Kang和Zhang等人^[10-11]研究Mn，Ni配比，Bhole等人^[12]研究Ni-Mo配比，王学林等人^[13]研究Mn，Ni，Mo配比等. 另一方面，焊接工艺能够显著改变焊缝金属中组织赋存形态、相对比例、分布状态、本征力学特性等，焊接工艺调控对HSLA钢焊缝金属强韧性及抗裂性能调控具有显著影响. 目前，相关690 MPa级HSLA钢等强不预热焊接工艺参数研究报道较少，相关强韧性机制仍有待进一步研究，探讨焊条电弧焊(shielded metal arc welding, SMAW)焊接热输入对焊缝金属组织与力学性能的影响及机制，为相关研究及应用提供一定依据和参考.

1.   试验方法

采用500 mm × 150 mm × 27 mm的690 MPa级HSLA钢试板及自研配套直径为4.0 mm的焊条，在不预热、无后热条件下进行SMAW对接接头焊接，焊后试板缓慢冷却至室温，最后进行加工、力学性能检测及微观结构观察. 焊条经400 ℃ × 1 h烘烤充分去除水分，道间温度控制在100 ~ 120 ℃，平均值108 ~ 114 ℃，对接接头焊接电流为164 ~ 173 A，电弧电压为22 ~ 32 V，焊接速度平均值15 ~ 21 cm/min，焊接热输入平均值13 ~ 19 kJ/cm，焊接工艺参数见表1. 熔敷金属焊接工艺参数参考对接接头焊接工艺，焊后在焊缝中心上部检测熔敷金属化学成分见表2.

表  1  对接接头焊接工艺参数

Table  1.  Welding parameters of butt joints

类型	道间温度 T/℃		焊接电流 I/A	电弧电压 U/V	焊接速度v/(cm·min−1)	焊接热输入E/(kJ·cm−1)
	实测值	平均值				实测值	平均值
对接接头No.1	104 ~ 120	114	165 ~ 171	22 ~ 32	21	11 ~ 16	13
对接接头No.2	102 ~ 117	108	164 ~ 167	24 ~ 28	16	14 ~ 18	16
对接接头No.3	100 ~ 119	112	169 ~ 173	23 ~ 32	15	16 ~ 21	19
熔敷金属	101 ~ 118	111	166 ~ 168	24 ~ 28	15	12 ~ 21	17

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表  2  熔敷金属的化学成分(质量分数，%)

Table  2.  Chemical compositions of deposited metal

C	Si	Mn + Ni + Cr	Mo	Ti等	P	S
0.034	0.20	4.99	0.40	微量	0.007 9	0.004 8

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垂直对接接头焊缝试板边部切除20 ~ 30 mm，按GB/T 2651—2023《金属材料焊缝破坏性试验 横向拉伸试验》、GB/T 2653—2008《焊接接头弯曲试验法》、GB/T 229—2020《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》、GB/T 2652—2022《金属材料焊缝破坏性试验 熔化焊接头焊缝金属纵向拉伸试验》(含GB/T 228.1—2021《金属材料拉伸试验 第1 部分：室温试验方法》)，在焊缝中依次切取板拉伸(37 mm宽 × 27 mm厚 × 300 mm长，平行段宽度25 mm)、正/反弯(30 mm宽 × 27 mm厚 × 300 mm长，D = 5t_s)、V型缺口冲击(10 mm × 10 mm × 55 mm)、焊缝拉伸(直径5 mm)和金相试样，进行焊缝金属力学性能检测，冲击均值通过3个试样检测获得. 焊缝拉伸、焊缝中心冲击试样取样位置，对接接头硬度(HV5)检测位置及冲击断口侧面观察位置如图1所示. 对接接头金相试样截面经机械研磨、抛光、侵蚀和干燥后，采用GX53金相显微镜(optical microscope, OM)观察焊缝金属微观组织和M-A组元，采用Quanta 650场发射扫描电镜(scanning electron microscope, SEM)观察焊缝金属微观组织、焊缝冲击断口正面和剖面断裂形貌. 微观组织通过4%硝酸酒精侵蚀4 ~ 8 s，M-A组元通过Lepera试剂侵蚀40 ~ 180 s，冲击试样中心切开，镶嵌保护冲击断口边部，经机械研磨、抛光、4%硝酸酒精侵蚀4 ~ 8 s和干燥后，采用Quanta 650观察冲击断口边部裂纹和微观组织，按GB/T2654—2008《焊接接头硬度试验方法》采用EV500-2A型维氏硬度仪，在载荷5 N的条件下，检测对接接头后焊面下2 mm和中心硬度分布.

图  1  对接接头力学性能、硬度检测和冲击断口观察

Figure  1.  Mechanical properties and hardness measurement of butt joint and impact fracture observation. (a) tensile and impact samples of weld metal and hardness measurement (HV5) of butt joint; (b) observation position on the side of impact fracture

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2.   试验结果与分析

焊接工艺调控对于HSLA钢焊缝金属强韧性及抗裂性能调控具有显著影响，主要针对焊接热输入对690 MPa级钢焊缝金属组织与力学性能的影响进行研究，并对其强韧性机理进行分析.

2.1   焊缝金属组织与性能

采用自研直径4.0 mm焊条，在不同热输入条件下，对690 MPa级HSLA钢进行不预热焊接，对接接头完好，焊缝中未出现气孔、夹渣、裂纹等缺陷，熔合区无裂纹等缺陷，对接接头截面形貌如图2所示，可见，自研直径4.0 mm焊条可对690 MPa级HSLA钢进行不预热焊接.

图  2  对接接头截面形貌

Figure  2.  Cross section morphology of butt joint

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图3为不同热输入条件下对接接头、焊缝金属的力学性能，13 ~ 19 kJ/cm热输入条件下，对接接头拉伸断裂位置均为母材，120°正、反弯(D = 5t_s)对接接头完好无裂纹；热输入由13 kJ/cm提高至19 kJ/cm，对接接头抗拉强度由841 MPa降低至819 MPa，呈现降低趋势；焊缝金属−50 ℃冲击吸收能量呈现先升高后降低趋势，在16 kJ/cm时达到最大值，热输入13，16，19 kJ/cm对应−50 ℃冲击吸收能量均值分别为61，80，56 J，最小值分别为59，71，49 J. 由此可见，690 MPa级HSLA钢采用自研直径4.0 mm焊条，焊接热输入为16 kJ/cm强韧性匹配最优，对接接头抗拉强度828 MPa，焊缝中心−50 ℃冲击吸收能量为71 ~ 90 J，均值为80 J. 图4为后焊面下2 mm(表面)、焊缝中心分布和焊缝金属的平均硬度，热输入由13 kJ/cm提高至19 kJ/cm，对接接头、焊缝中心硬度呈现降低趋势，热输入超过16 kJ/cm以后，焊缝金属硬度降低幅度减小. 对接接头不同位置观察，焊缝金属表面、板厚中心硬度呈下降趋势，表面下降幅度高于板厚中心. 焊缝金属表面硬度平均值由287 HV5降低至269 HV5，板厚中心硬度平均值由295 HV5降低至273 HV5，此外，热输入由13 kJ/cm提高至19 kJ/cm，对接接头热影响区硬度也呈现降低趋势.

图  3  对接接头力学性能

Figure  3.  Mechanical properties of butt joints. (a) engineering strain-stress curves; (b) tensile stress; (c) impact energy of weld metals

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图  4  对接接头硬度分布和焊缝金属平均硬度

Figure  4.  Hardness distribution of butt joints and the average hardness of weld metals. (a) hardness distribution on the surface of butt joints; (b) hardness distribution in the center of butt joints; (c) average hardness of weld metals

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图5为不同热输入条件下对接接头焊缝金属微观组织和M-A组元形貌，其中偏亮白色的为M-A组元，图6为对接接头焊缝金属微观形貌SEM. 焊缝金属组织主要为贝氏体(lath bainite, LB和bainite, B)、针状铁素体(acicular ferrite, AF)、侧板条铁素体(ferrite side plates, FSP)、晶界铁素体(grain boundary ferrite, GBF)、M-A组元等. 热输入对焊缝金属中M-A组元影响十分显著，13 kJ/cm较低热输入条件下，焊缝金属中M-A组元较少，主要分布于针状铁素体之间见图5(d)；热输入提高至16 kJ/cm，焊缝金属中M-A组元数量显著提高，主要分布于针状铁素体之间，呈显著弥散分布，晶界上存在一定非连续的M-A组元见图5(e)；热输入提高至19 kJ/cm，焊缝金属中M-A组元数量减少，呈现显著粗化现象，呈现弥散分布于针状铁素体之间见图5(f).

图  5  焊缝金属微观组织和M-A组元

Figure  5.  Weld metals and M-A in weld metals. (a) microstructure of 13 kJ/cm; (b) microstructure of 16 kJ/cm; (c) microstructure of 19 kJ/cm; (d) M-A of 13 kJ/cm; (e) M-A of 16 kJ/cm; (f) M-A of 19 kJ/cm

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图  6  焊缝金属微观组织SEM

Figure  6.  SEM of weld metals. (a) 13 kJ/cm; (b) 16 kJ/cm; (c) 19 kJ/cm; (d) 13 kJ/cm at high magnification; (e) 16 kJ/cm at high magnification; (f) 19 kJ/cm at high magnification

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13 kJ/cm焊接热输入条件下，焊后冷速较高，形成了显著的板条贝氏体、一定针状铁素体及粗大侧板条铁素体组织见图6(a)和图6(d). 在较高冷速条件下，针状铁素体孕育不足形成时间较短，形成了较低含量针状铁素体组织，难以充分分割细化组织结构，然而，有利于形成板条贝氏体组织及侧板条铁素体组织，并且，由于过冷奥氏体中C，Mn等元素扩散受到抑制，M-A组元难以形成见图5(d). 板条贝氏体及长针状针状铁素体形成温度较低，其中，贝氏体铁素体宽度较低及位错密度较高，通常其强度较高^[14-15]. 当热输入温度提高至16 kJ/cm，在较缓慢冷速条件下，板条贝氏体结构逐渐消失，其强度降低，塑性得到改善. 针状铁素体具有了充足的形核时间，在其充分形成后分割细化了原始奥氏体晶粒，随后贝氏体组织将在其分割细化组织之间形成，最终形成贝氏体、针状铁素体组织呈现交织分布见图6(b)和图6(e). 因此，在中温转变过程中，促进针状铁素体形成将十分利于分割细化晶粒，最终形成细小焊缝金属组织结构^[16-17]，同时可以发现，在晶界上侧板条铁素体逐渐消失，逐渐被晶界铁素体取代，对焊缝金属强韧性影响已显著降低，针状铁素体在形成过程中同时向周围排C，温度提高亦改善了C，Mn等元素扩散动力学条件，导致在针状铁素体之间形成了弥散分布的M-A组元，晶界上存在非连续分布的M-A组元见图5(e)^[18-20]. 热输入进一步提高至19 kJ/cm，在更加缓慢冷却条件下，针状铁素体边界逐渐钝化，一部分针状铁素体呈现显著长大现象，M-A组元在充分成分扩散后呈现显著长大现象，并在晶界附近形成了较粗大的晶界铁素体组织见图6(c)和图6(f).

随着热输入由13 kJ/cm提高至19 kJ/cm，针状铁素体呈现出形成不足、充分细小形成、细小结构长大的变化规律；贝氏体结构呈现板条结构、板条结构弱化的变化过程，其强度伴随着降低；M-A组元呈现从少到多，从细小弥散到粗大生长的变化过程；侧板条铁素体及晶界铁素体呈现此消彼长现象. 这些现象的形成主要与热输入提高冷速降低，导致成分扩散条件和组织形成条件改善等因素相关. 在此过程中，高含量、高塑性针状铁素体形成、弥散细小M-A组元形成具有最佳热输入或冷速条件，控制该条件对于调控焊缝金属强韧性性能及失效机制十分关键. 以下结合强韧性性能及失效分析对以上组织形态调控结果进行阐释.

2.2   焊缝金属冲击断口分析

图7为不同热输入条件下对接接头焊缝金属冲击断口中心SEM，观察位置为冲击裂纹稳定扩展区，对冲击断口分析引入断裂单元描述，断裂单元与有效晶粒(亚晶)及断裂行为具有对应关系^[21]，13 ~ 19 kJ/cm热输入条件下，焊缝金属冲击断口断裂单元见图7(d) ~ 图7(f)中区域1 ~ 区域3.

图  7  焊缝金属冲击断口中心SEM

Figure  7.  SEM of impact fracture center of weld metals. (a) 13 kJ/cm; (b) 16 kJ/cm; (c) 19 kJ/cm; (d) 13 kJ/cm at high magnification; (e) 16 kJ/cm at high magnification; (f) 19 kJ/cm at high magnification

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在焊接热输入13 kJ/cm条件下，冲击断裂面中存在环型条带状韧窝，其内部呈现准解理断裂，断面中存在二次裂纹见图7(a). 断裂单元内部存在较平坦的断裂面，其内部仅存在少量细小撕裂棱，表明组织脆性较高、塑性及韧性较低见图7(d)中区域1. 焊缝金属组织主要为板条贝氏体、长针状针状铁素体及侧板条铁素体，其均为脆性较高组织，该组织不利于冲击韧性提高. 条带状韧窝边部所勾勒的边界与晶体、亚晶具有一定的对应关系. 在无显著晶界脆性元素、脆性相(如链状M-A组元等)存在条件下，裂纹穿越晶界或亚晶界时将受到阻碍作用. 冲击断裂阻碍作用较高区域应是晶界或亚晶界，其存在导致出现了环型条带状韧窝，形成了较粗大的晶体或亚晶结构，主要是由于针状铁素体较少，分割细化作用较弱所致. 在16 kJ/cm热输入条件下，冲击断裂面中呈现较细小环形韧窝结构，断裂单元内部存在较多细小撕裂棱，表明组织塑性及韧性较高见图7(b)和图7(e). 贝氏体板条结构逐渐弱化，强度降低，针状铁素体充分形成，针状铁素体组织产生分割细化作用，获得较细小的亚晶结构，在冲击断裂过程中形成了环形韧窝结构见图7(b). 在断裂单元内部较多细小撕裂棱，表明组织塑性良好见图7(e)中区域2. 由此可见，组织塑性提高及细化两方面作用，共同提高了焊缝金属韧性. 在19 kJ/cm热输入条件下，冲击断裂面中呈现较显著的准解理断裂特征，条带状或环形韧窝结构消失，取而代之是长条形撕裂棱见图7(c). 同时，断裂单元内部细小撕裂棱结构增加，表明组织塑性进一步提高见图7(f)中区域3. 针状铁素体之间形成较粗大的M-A组元促进了微裂纹扩展，亚晶界阻碍裂纹扩展能力降低，故出现长条形撕裂棱而非环形韧窝结构. 由此可知，粗大的M-A组元对韧性产生的负面作用超过了组织塑性改善对韧性的正面作用，导致了19 kJ/cm冲击韧性低于16 kJ/cm.

热输入由13 kJ/cm提高至19 kJ/cm对焊缝金属组织结构及其强韧性产生了显著影响，热输入13 kJ/cm韧性较低主要与焊缝金属中所形成的脆性相相关，热输入19 kJ/cm韧性较低主要与焊缝金属中粗大的M-A组元形成相关. 热输入16 kJ/cm充分形成了塑性良好针状铁素体组织，并且针状铁素体与贝氏体呈交织分布，提高了焊缝金属韧性. 细小弥散分布的M-A组元并未对其韧性产生显著负面作用. 热输入由13 kJ/cm提高至19 kJ/cm，韧窝结构由条带状转变为环形直至消失，其中，条带状环形韧窝结构主要与晶界、亚晶界良好的塑性相关，环形韧窝结构主要与针状铁素体形成后分割细化所得细小亚晶相关，韧窝结构消失主要与针状铁素体之间形成粗大M-A组元弱化亚晶界相关，随着热输入由13 kJ/cm提高至19 kJ/cm，焊缝金属组织塑性持续改善，在断裂单元内部易出现细小撕裂棱.

2.3   焊缝金属强韧化机理

为进一步证实以上分析，将焊缝金属冲击断口从中心切开，对断口中心侧面进行精细组织和断裂结构观察，如图8所示，为便于观察拓片断口侧面，绘制断口轮廓线，断口中心侧面断口轮廓线见图8(a) ~ 图8(c). 冲击值大小与断裂路径直接相关，断裂路径长表示冲击断裂扩展过程中受到较高阻碍，提高了冲击吸收能量. 16 kJ/cm热输入焊缝金属冲击裂纹扩展阶段路径比13 kJ/cm和19 kJ/cm长，这与其−50 ℃冲击吸收能量最高相对应. 图8(d) ~ 图8(f)为焊缝中心断口中心组织与断口对应关系，可以看出，13 kJ/cm和19 kJ/cm热输入条件下，断口中同时存在韧窝及解理断面，16 kJ/cm断口中则主要为韧窝结构，然而，13 kJ/cm和19 kJ/cm热输入解理面的出现缘由各不相同，以下进一步放大观测倍数探究二者失效机制差异.

图  8  焊缝金属冲击断口侧面SEM

Figure  8.  SEM of impact fracture side of weld metals, circles indicated observation regions. (a) 13 kJ/cm; (b) 16 kJ/cm; (c) 19 kJ/cm; (d) 13 kJ/cm at high magnification; (e) 16 kJ/cm at high magnification; (f) 19 kJ/cm at high magnification

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图9为不同热输入条件下焊缝金属冲击断口微孔及微裂纹SEM，图9(i)和图9(l)分别为16 kJ/cm、19 kJ/cm热输入断口背散射电子形貌像，其余为二次电子形貌相. 用I、II、III、IV、V、VI分别表示针状铁素体中、贝氏体中、针状铁素体与贝氏体界面、M-A组元与针状铁素体界面、晶界上、夹杂物附近微孔.

图  9  焊缝金属冲击断口中微孔及微裂纹SEM像

Figure  9.  SEM of micro-voids and micro-cracks in impact fracture of weld metals. (a) 13 kJ/cm; (b) circle region in figure 9a; (c) another observation region of 13 kJ/cm; (d) circle region in figure 9(c); (e) secondary crack of 13 kJ/cm; (f) 16 kJ/cm; (g) elliptic region in figure 9(f); (h) circle region in figure 9(f); (i) backscattered electron image corresponding to figure 9(h); (j) 19 kJ/cm; (k) elliptic region in figure 9(j); (l) backscattered electron image corresponding to figure 9(k)

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在焊接热输入13 kJ/cm条件下，冲击断口主裂纹边界平直，主裂纹贯穿板条贝氏体、侧板条铁素体，呈现脆性断裂特征见图9(b)中区域1，其中，形态呈长针状针状铁素体组织为高塑性相，在断裂过程中其中能够出现微孔，可以看到主裂纹边部主要存在针状铁素体(I型)、针状铁素体/贝氏体界面(III型)孔洞见图9(b). 主裂纹扩展经过针状铁素体时其产生撕裂，出现韧窝结构见图9(d)，一般情况下，长针状铁素体由于形成温度较低其塑性较差，然而该焊缝金属中长针状铁素体保持了较高的塑性和韧性，这主要与焊缝金属中超低碳含量密不可分. 另一方面，冲击过程中主裂纹在晶界旁侧经过，并在晶界上萌生了微孔，表明晶界具有良好塑韧性见图9(d)，由此可知，13 kJ/cm断口中条带状韧窝对应晶界或亚晶界，其中断裂单元中撕裂棱主要为针状铁素体撕裂，较平滑解理面对应板条贝氏体及侧板条铁素体脆性断裂. 图9(e)可以直观看出，板条贝氏体脆性较高，二次裂纹易于在该组织中形成，由此可见，冷速较高抑制了针状铁素形成，而促进了板条贝氏体及侧板条铁素体形成，导致断口裂纹扩展区中存在混合断裂(韧性 + 脆性断裂)，脆性断裂部分主要是由于低塑性板条贝氏体、侧板条铁素体形成所致，韧性部分与针状铁素体相关.

热输入提高至16 kJ/cm，板条贝氏体结构弱化强度降低，针状铁素体充分形成并分割细化晶粒，冲击断口主裂纹边界曲折，针状铁素体呈撕裂，贝氏呈现一定形变，表明其具有一定塑性见图9(g)中区域2. 主裂纹边界附近孔洞较密集，呈现一定弥散分布特征，微孔洞存在针状铁素体(I)、贝氏体与针状铁素体界面(III型)、M-A组元与针状铁素体界面(IV型)、晶界(V型)、夹杂物孔洞(VI型)见图9(g)和图9(h). 针状铁素体中孔洞(I型)尺寸显著较大，表明其塑性较高，针状铁素体抑制了裂纹萌生，在主裂纹附近未观察到显著的二次裂纹，针状铁素体具有良好的塑性，在裂纹扩展过程中产生黏性撕裂，能够抑制主裂纹扩展. 另一方面，主裂纹虽然较平直穿过贝氏体组织，然而在针状铁素体与贝氏体交界面产生了显著的偏折见图9(g)中区域2. 由此可见，针状铁素体分割细化所形成的交织的针状铁素体、贝氏体组织，在裂纹扩展中能够抑制裂纹扩展. 此外，焊缝金属冲击断口中存在细小弥散分布M-A组元，此类型M-A组元能够促进微孔弥散形核，利于冲击吸收能量提高，并且，主裂纹扩展过程中并未沿着或穿过M-A组元扩展，M-A组元对冲击裂纹扩展无显著影响见图9(h)和图9(i)，分别为二次电子相和背散射电子相，背散射电子相中白亮的相为M-A组元. 可见，焊缝金属冲击韧性较高与塑性良好针状铁素体，以及针状铁素体和贝氏体交织分布相关，细小M-A组元并未对其韧性产生负面作用密切相关.

焊接热输入提高至19 kJ/cm，贝氏体组织强度持续降低，针状铁素体塑性持续改善，呈更加显著撕裂现象，贝氏体发生了显著的形变，表明二者塑性优良见图9(k). 虽然这两种组织塑性持续改善，但是，显著粗化的M-A组元促进了微孔弥散形核和裂纹扩展. 可以看到，主裂纹边部附近孔洞较密集，微孔主要出现在针状铁素体(I型)、贝氏体与铁素体界面(III型)、M-A组元与针状铁素体界面(IV型)，其中，IV型微孔居多、尺寸较小，并且，冲击断口主裂纹边界较平直，主裂纹扩展从M-A组元边界穿过，M-A组元为主裂纹扩展提供了通道，促进了主裂纹扩展见图9(k)和图9(l). 由此可见，虽然热输入提高持续改善了贝氏体、针状铁素体的塑性，然而，粗大M-A组元促进了微孔萌生及主裂纹扩展，降低了焊缝金属冲击韧性. 综上可知，断口侧面形貌观察结果与上述组织、性能分析结果吻合.

3.   结论

(1) 采用自研直径4.0 mm焊条对690 MPa级HSLA钢进行不预热焊接，获得强韧性良好对接接头，焊接热输入由13 kJ/cm提高至19 kJ/cm对焊缝金属组织结构及其强韧性产生了显著影响. 对接接头抗拉强度由841 MPa降低至819 MPa呈现降低趋势，焊缝表面、心部硬度均呈现降低趋势，焊缝金属−50 ℃冲击吸收能量呈现先升高后降低现象，焊接热输入为16 kJ/cm强韧性匹配最优，对接接头抗拉强度828 MPa，焊缝中心−50 ℃冲击吸收能量为71 ~ 90 J，均值为80 J.

(2) 在焊缝金属超低碳成分体系条件下，13 ~ 19 kJ/cm热输入焊缝金属中针状铁素体、晶界塑性均良好，贝氏体塑性、M-A组元尺寸则对热输入较敏感. 热输入13 kJ/cm条件下，组织中形成的板条贝氏体、侧板条铁素体等脆性组织降低了其冲击韧性；热输入19 kJ/cm条件下，粗大的M-A组元为裂纹扩展提供了通道降低了其冲击韧性. 热输入16 kJ/cm充分形成了塑性良好针状铁素体组织，针状铁素体与贝氏体交织分布，提高了焊缝金属韧性，细小弥散分布的M-A组元并未对其韧性产生显著的负面作用.

(3) 热输入由13 kJ/cm提高至19 kJ/cm，冲击扩展过程中出现的韧窝结构由条带状转变为环形直至消失，依次与晶界或亚晶界良好的塑性、针状铁素体分割细化致亚晶尺寸降低、针状铁素体之间形成粗大M-A组元弱化亚晶界相关.