奧氏體不銹鋼焊縫金屬低溫性能影響因素綜述

郭旭超，張學剛，焦帥杰，王猛

（1.中國機械總院集團哈爾濱焊接研究所有限公司，哈爾濱 150028；2.哈爾濱威爾焊接有限責任公司，哈爾濱 150060）

0 前言

低溫系統在人類幾乎所有最優秀的技術成就中都發揮了至關重要的作用，如低溫火箭發動機、壓縮天然氣運輸、核磁共振掃描儀、粒子加速器、國際熱核試驗反應堆、液氫儲存運輸等[1]。低溫系統的材料需要在低溫下保持良好的力學性能，以確保低溫系統的安全性。奧氏體不銹鋼具有強度與韌性的良好配合，面心立方結構的奧氏體相是其在低溫條件下保持優異力學性能的重要因素，不存在韌脆轉變現象，使其成為低溫環境下優異韌性的代表性結構材料，其服役環境甚至可達液氦溫度[2-4]。然而，其焊接接頭在低溫下屬于易發生故障的薄弱部位，因此，研究奧氏體不銹鋼焊縫金屬低溫性能是非常有必要的。

奧氏體不銹鋼具有良好的焊接性，一般的SMAW，GTAW，GMAW，SAW 等方法均可采用，只需要根據焊接的生產效率和質量要求加以確定即可，并根據鋼的具體成分及對焊縫金屬的性能要求選擇合適的焊接材料[5-8]，而低溫工況對焊縫金屬的力學性能提出了更高的要求。強度和韌性是用于任何應用結構的首要力學性能要求，低溫可以提高奧氏體不銹鋼強度，但降低韌性，兩者兼顧給焊縫金屬帶來了相當大的挑戰。焊縫金屬受到固溶強化和沉淀強化的影響，在低溫下強度將進一步提高[9]，低溫下發生的馬氏體相變提高強度降低韌性，也嚴重影響低溫結構的安全性[10]。抗氫脆性作為液氫應用的首要考慮因素也是低溫工程應用中極為重要的一環，焊縫金屬的抗氫脆性受到其組織中奧氏體、鐵素體、馬氏體的影響[11-12]。

低溫下焊縫金屬首先需要強度與韌性的良好配合，低溫強度與低溫韌性往往是一對相互矛盾的指標，其影響因素也多有重疊，該文綜述了低溫下焊縫金屬強度與韌性的影響因素，并對其抗氫脆性的作用和機理進行了分析。

1 低溫強度

在低溫工況中，強度是一項重要的指標，高強度結構材料不僅可以提高設備運行的安全性，還可以減少材料的用量。一般情況下，焊縫金屬的強化主要取決于固溶強化和沉淀強化。拉伸性能指標作為材料的基礎數據，在低溫工程應用中起著重要的作用，其中抗拉強度和屈服強度數據通過拉伸試驗來獲得。

1.1 奧氏體不銹鋼及焊縫金屬低溫強度

奧氏體不銹鋼在低溫下原子熱震動降低，金屬內部位錯運動減少導致其抗拉強度和屈服強度隨溫度降低而大幅提高，許多研究者對不同牌號的奧氏體不銹鋼和焊縫金屬進行了一系列低溫拉伸試驗，檢驗了其在不同低溫條件下的拉伸性能變化，77 K以上的工程應力-應變曲線平滑，20 K 及以下的拉伸試驗中屈服點明顯上升，并伴隨不連續屈服的鋸齒狀圖像出現。圖1 為Kim 等學者[13]對316L 和304L在300 K 和20 K 拉伸所得的工程應力-應變曲線，奧氏體不銹鋼在20 K 拉伸時出現了不連續屈服現象，該現象的出現伴隨局部頸縮和溫度升高；焊縫金屬的強度與相同成分的變形不銹鋼板強度非常相似，Choi 等學者[14]在研究液氮儲罐低溫性能時介紹了GTAW 及EBW 焊縫金屬的低溫拉伸試驗結果，GTAW接頭的不連續屈服工程應力-應變曲線如圖2 所示；Sa 等學者[15]也對316LN 的母材及GTAW 和EBW 焊縫金屬進行了4 K 拉伸試驗，將鋸齒形曲線的產生歸結于在絕熱狀態下拉伸導致的溫度升高。可見在20 K的溫度下，奧氏體不銹鋼和焊縫金屬不連續屈服現象的普遍性及低溫造成強度提高的有效性。在77 K及以上的焊縫金屬低溫拉伸試驗中，奧氏體不銹鋼焊縫金屬也表現出與母材相似的變化趨勢[16]，即抗拉強度和屈服強度隨溫度降低而升高，故而在低溫工程應用中，一般是以室溫強度的保證值作為依據。

圖1 奧氏體不銹鋼室溫和低溫工程應力應變曲線[13]

圖2 GTAW 接頭4 K 拉伸曲線[14]

1.2 低溫下鐵素體相強化作用

奧氏體不銹鋼焊縫金屬典型組織為奧氏體相和鐵素體相，焊縫金屬中3%以上的鐵素體常被用來抑制焊接熱裂紋的產生及細化二次奧氏體組織，同時也兼具第二相強化的作用，低溫下以鐵素體相作為強化相是極為有效的，但其含量分布的不均勻性和組織的不均勻性會導致局部力學性能的差異[17]。與全奧氏體焊縫相比，含有鐵素體焊縫金屬具有更高的強度，鐵素體相的存在使焊件在變形過程中與奧氏體相形成的晶界增加了位錯滑移的初始阻力，而滑移阻力的增加導致焊縫金屬的強度高于母材[16]。在Chen 等學者[18]的研究中，6.0%～7.0%鐵素體含量焊縫金屬抗拉強度和屈服強度明顯高于含有2.5%～3.5%鐵素體焊縫。不同鐵素體含量焊縫金屬之間低溫強度對比也曾被研究，Read 等學者[19]通過控制鐵素體含量研究了焊縫金屬在不同溫度下的拉伸性能，結果表明：無鐵素體焊縫金屬的強度最低，在鐵素體數為9.2～11.0 FN 的焊縫中，屈服強度比無鐵素體焊縫金屬提高了約30%，這一現象在4 K 時尤為明顯。Nakagawa 等學者[20]的研究也支持了鐵素體對焊縫金屬強度提高的觀點，焊縫金屬的強度隨溫度的降低而線性增加，自300 K 到4 K 含有11% 鐵素體316L焊縫金屬的屈服強度和抗拉強度高于6%，2%及無鐵素體焊縫。而通過焊后固溶處理將焊縫金屬中鐵素體含量降至1 FN 時，鐵素體的第二相強化作用下降，焊縫金屬強度值降低，塑韌性增加[21]。

1.3 焊縫金屬馬氏體相變對強度的影響

降溫和冷變形會誘發奧氏體不銹鋼馬氏體相變，而這種轉變會提高合金的強度，若焊縫金屬組織的穩定性不高，在低溫拉伸過程中發生馬氏體相變也會導致其強度的提高，316L 不銹鋼4.2 K 拉伸斷口附近的組織含量如圖3[22]所示。Si 等學者[23]在研究應變強化奧氏體不銹鋼焊縫金屬低溫拉伸過程中力學行為的變化時發現：在77 K 溫度下，塑性變形產生的馬氏體導致焊縫金屬抗拉強度提升是室溫下的2 倍以上，屈服強度也比室溫條件下明顯提高。Toshio 等學者[24]也將低溫下焊縫金屬強度的升高歸結于應變誘發馬氏體相變。提高焊縫金屬奧氏體相穩定性抵抗低溫下馬氏體相變是有效的，亞穩奧氏體母材和EBW 接頭低溫均勻變形后，由于馬氏體相變的發生，出現了應變強化，而采用鎢極氬弧焊的接頭由于熔敷金屬中Ni 含量較高的關系，沒有產生馬氏體相變引起的應變強化[15]。

圖3 4.2 K 拉伸斷口附近組織圖[22]

1.4 氮的低溫強化作用

在溶解極限范圍內，氮在奧氏體不銹鋼及焊縫金屬中的間隙強化作用使焊縫金屬的強度隨氮質量分數增加而增加，且氮的強化特性隨溫度的降低而增大[25-28]，圖4 展示了不同氮含量在4 K 時的強度分布，可見，增加氮含量可顯著提高材料低溫下的強度。McCowan 等學者[29]驗證了當溫度從298 K 降低到76 K 時，含有0.2%氮含量的焊縫金屬屈服強度增加了2 倍；當溫度降至4 K 時，屈服強度增加了2.5 倍；而在4 K 時，將氮從0.05% 增加到0.20%，強度增加3 倍。Siewert 等學者[30]通過將氮含量（質量分數）從0.05%增加到0.25%時，發現焊縫金屬4 K 時屈服強度從600 MPa 線性增加到了1 300 MPa。雖然氮在低溫下的固溶強化作用極其有效，但氮作為奧氏體形成元素能夠與其他奧氏體形成元素共同作用改變焊縫金屬的凝固模式，降低焊縫金屬中鐵素體的體積分數，降低第二相強化作用，從而影響焊縫金屬強度。

圖4 4 K 時不同氮含量焊縫金屬強度[29]

2 低溫沖擊韌性

沖擊韌性與材料的晶體結構密切相關，相較于體心立方晶體結構，面心立方晶體結構的低溫抗沖擊性能較好，這也是奧氏體不銹鋼能夠廣泛用于低溫工況的主要原因之一。低溫下焊縫金屬韌性表現出與強度完全相反的趨勢，即隨溫度的降低韌性下降，且焊縫金屬的韌性明顯低于同等強度的母材，由此決定奧氏體不銹鋼焊接接頭低溫應用安全性的關鍵性能為韌性。焊縫金屬的低溫韌性由于塑性功和裂紋擴展功的降低而出現明顯降低，此外焊縫金屬的韌性還受其他多種因素影響，因此對焊縫金屬的低溫沖擊韌性評價尤為關鍵。

2.1 鐵素體相對低溫沖擊韌性的影響

奧氏體不銹鋼焊材的選擇應盡可能與母材的成分相匹配，這一規則通常有助于避免因熱脹差異及強度差異造成的問題。雖然奧氏體不銹鋼具有良好的焊接性，但通常需要在焊縫金屬中保有一定量的鐵素體來避免熱裂紋等問題。鐵素體在低溫下會發生韌脆轉變，進而影響焊縫金屬的韌性，奧氏體不銹鋼焊縫金屬的韌性變化與碳和鐵素體含量成反比，相較于少量鐵素體焊縫，雙相不銹鋼的焊縫金屬在77 K 沖擊吸收能量降低超95%，表現出明顯的韌脆轉變行為。因此，在低溫工作的奧氏體不銹鋼，其焊縫金屬的鐵素體含量要求更低[31-32]。閔曉峰等學者[33]選用鎳基焊材、超級奧氏體不銹鋼焊材及含有少量鐵素體焊材對比研究鐵素體含量對焊縫金屬低溫沖擊韌性的影響，通過對比3 種焊材的沖擊吸收能量發現：焊縫金屬中的鐵素體含量越低，焊縫金屬的低溫韌性越好。純奧氏體焊條A402、超低碳焊條A002 和普通不銹鋼焊條A132 焊縫金屬77 K 沖擊吸收能量也顯現同樣的規律，純奧氏體焊條A402 的沖擊吸收能量在3 種焊條中最高，是低溫應用最理想的焊條[34]。段莉蕾等學者[35]采用SMAW 方法進行焊縫金屬77 K 沖擊韌性試驗，77 K 沖擊吸收能量與焊縫金屬中鐵素體含量關系如圖5 所示，WEL309L 焊縫（鐵素體+奧氏體）與A407 焊縫(奧氏體)77 K 沖擊斷口形貌如圖6 所示。通過控制焊縫金屬的化學成分，降低焊縫金屬中鐵素體含量可以顯著提高低溫韌性，尤其是純奧氏體焊縫組織表現出優越的低溫韌性。通過控制焊縫金屬中鐵素體含量來提高沖擊韌性是可靠的，Ding 等學者[16]在77～293 K 范圍內對S30408母材、SAW 接頭及PAW+GTAW 接頭進行的一系列拉伸和沖擊試驗，相較于PAW+GTAW 接頭，SAW 接頭由于具有較高的鐵素體含量，使得SAW 接頭沖擊韌性更低。

圖5 77 K 沖擊吸收能量與焊縫金屬中鐵素體含量關系圖[35]

圖6 2 種不銹鋼焊條焊縫金屬77 K 沖擊斷口形貌[35]

鐵素體在焊縫金屬中的形態對韌性也具有一定的影響，在室溫下，無論鐵素體形貌如何，沖擊吸收能量都隨鐵素體含量的增加而減小[36]。焊縫金屬中鐵素體含量會直接影響其在焊縫中的分布，低鐵素體含量呈不連續島狀分布時，焊縫金屬受到的載荷幾乎全部由奧氏體基體承擔，不易發生脆性斷裂；若鐵素體含量較高以至形成連續島狀時，在沖擊載荷下裂紋將沿島狀鐵素體撕裂。鐵素體數在0～11 FN變化時，鐵素體形貌由接近0 FN 時的孤立塊狀轉變為接近7 FN 時的連續鐵素體相，造成低溫韌性的下降[19]。結果證明：低溫下使用的奧氏體焊縫金屬中存在少量的鐵素體就會惡化焊縫金屬的低溫韌性，因此，控制鐵素體含量是提高焊縫金屬低溫沖擊性能的有效途徑。ASME 鍋爐及壓力容器規范也推薦用于77 K 以下的低溫工況奧氏體焊縫金屬采用最低的鐵素體含量（不大于3 FN），奧氏體越多越好。

2.2 馬氏體相變對焊縫金屬低溫沖擊韌性的影響

馬氏體相是影響焊縫金屬低溫韌性的另一重要因素，其具有較高的冷脆性，亞穩奧氏體不銹鋼低溫變形中發生馬氏體相變，會嚴重影響焊接接頭的性能。楊建國等學者[37]通過拉伸試驗實現了304 不銹鋼在不同應變速率及不同溫度下的塑性變形，并測試了不同應變速率、不同組織狀況及不同溫度下的形變誘導馬氏體轉變量，證實了高應變率、組織均勻度差及低變形溫度會增加馬氏體轉變量，由于焊接導致焊縫組織與元素分布的不均，低溫奧氏體不銹鋼焊縫金屬更易發生馬氏體相變。在4.2 K 沖擊試驗中，316L 焊縫金屬和熱影響區沖擊斷口發生脆性斷裂，側膨脹值小，低溫韌性差。夏小維等學者[38]將316L 焊接接頭低溫韌性惡化的原因歸結為馬氏體相的生成，如圖7 所示，在沖擊變形斷口附近生成的條狀α′-馬氏體。Ding[16]在304 不銹鋼兩種焊接件低溫拉伸和沖擊試驗中觀察馬氏體含量變化如圖8 所示，由于焊縫金屬相較于母材具有更高的鎳當量，在相同溫度下，焊縫金屬中總馬氏體數量比母材中少，PAW+GTAW 接頭和SAW 接頭的馬氏體數量分別比母材少27.7%和59.8%。A002 焊條與A107 焊條的焊縫金屬鐵素體含量相差無幾，但A002 焊縫低溫沖擊吸收能量卻要高許多，是由于焊縫金屬中超低碳含量降低了馬氏體轉變溫度，導致了焊縫金屬韌性改善[39]。

圖7 316L 沖擊斷口表面顯微組織[38]

圖8 不同溫度下母材與焊接接頭馬氏體含量比較[16]

2.3 氮含量對低溫沖擊韌性的影響

氮、鎳、錳等奧氏體形成元素可以穩定奧氏體并擴大奧氏體相區。在E308L，E316L，E316LMn 等類別的焊條焊縫金屬中，鎳被當作改善焊縫金屬低溫韌性的重要元素，Kane 等學者[5]推薦的焊縫金屬目標鎳含量（質量分數）高達25%以獲得良好的低溫韌性。但由于氮元素兼具的固溶強化作用而提高焊縫金屬低溫強度，氮含量的增加卻會降低不銹鋼低溫沖擊性能，氮的間隙固溶強化作用不僅提高材料的流變應力和加工硬化率，還會造成點陣畸變及奧氏體組織的粗化，從而導致材料的沖擊韌性下降[40]。在鎳當量相近，鉻當量相同的條件下，低溫沖擊試驗的結果證明：氮含量增加降低試驗鋼的沖擊性能，但對韌脆轉變溫度影響不大；同時，由于氮的穩定作用，在低溫拉伸與沖擊試驗中未發生馬氏體相變[26]。鄧寶柱等學者[41]通過選擇不同氮含量的焊絲，采用GTAW焊方式證實了室溫下氮對316L 不銹鋼焊縫金屬沖擊韌性造成的微小下降，而在低溫下這一趨勢將被放大，焊縫金屬中氮含量與低溫沖擊韌性的關系如圖9所示。Szumachowski 等學者[42]詳細研究了316L-15型、16-8-2-15 型及308-16 型奧氏體不銹鋼焊條電弧焊焊縫金屬中氮含量對低溫韌性的影響，伴隨焊縫金屬中氮含量的增加，沖擊吸收能量顯著降低。另外，Szumachowski 等學者還報道了在76 K 時，當氮含量（質量分數）從0.04%增加到0.16%時，沖擊吸收能量略有下降；而氮含量在0.16%以上時，沖擊吸收能量顯著降低；當氮含量為0.25%時，沖擊吸收能量減少了約50%。因此，低溫焊縫金屬通過提高氮含量來穩定奧氏體相是得不償失的，ASME 也推薦焊縫金屬含氮量應低于0.06%。

圖9 氮含量與焊縫金屬低溫沖擊韌性關系圖[28]

2.4 析出相與夾雜物對低溫沖擊韌性的影響

造成焊縫金屬低韌性的一個眾所周知的冶金因素是析出相和夾雜物，在析出相和夾雜物附近產生的應力集中，導致孔洞形成，阻礙位錯運動，隨變形進一步加劇，孔洞連接導致材料最終的斷裂[43]，圖10為析出相附近的孔洞和微裂紋[44]。McCowan 等學者[29]將夾雜物含量變化視為各種焊接工藝產生的焊縫金屬力學性能差異的主要原因，其次是微觀結構中元素分布的不均性。這也是GTAW 韌性高于其他焊接方式的主要原因[39]。在純奧氏體組織的A407和A402 不銹鋼焊條中，由于A407 為堿性藥皮焊條，H，O 含量較低，所以焊縫金屬中雜質含量低，提高了焊縫金屬的純凈度，有利于低溫韌性的提高[35]。ER316L焊絲雖然鐵素體含量高于E317L-15 焊條，但它們的韌性相當，這被歸因于GTAW 焊縫金屬純凈度較高，非金屬夾雜物含量少[45]。Tümer 等學者[46]使用FCAW研究了保護氣中Ar 和CO2混合比例對焊縫金屬顯微組織和沖擊韌性的影響，結果發現：保護氣中CO2含量的增加導致焊縫組織中夾雜物的形成和生長，從而導致沖擊韌性降低。而在Hirayama 等學者[47]的研究中，由于不同焊接方法導致焊縫金屬中夾雜物含量變化導致TIG 焊縫的韌性高于SAW 和MAG焊縫。焊縫金屬敏化析出的碳化物對焊縫金屬低溫沖擊韌性的影響同樣是不利的，焊縫金屬沿δ-γ 界面枝晶間形成碳化物，碳化物的形成導致焊縫金屬的沖擊韌性嚴重下降，Read[19]也介紹了敏化焊縫斷裂路徑遵循由敏化處理引起的局部碳化物析出所確定的路徑。Tian 等學者[44]研究了16Cr-25Ni 焊縫金屬中硅含量的增加對富鉬碳化物的析出作用，當硅含量增加到2.01% 時，由于析出的長條型M6C 碳化物削弱基體的協調變形能力，最終導致焊縫金屬沖擊吸收能量從185 J 單調下降到12 J。同樣的，在焊后熱處理條件下，二次析出相的組合誘發脆化，削弱基體的塑性變形能力，導致焊后熱處理沖擊吸收能量從(91.0±3.6) J 下降到(34.3±4.6) J[48]。

圖10 析出相附近的孔洞和微裂紋[44]

3 抗氫脆性

氫對奧氏體不銹鋼的影響表現在塑性損失造成氫脆，氫脆機制主要是氫致局部塑形變形理論[49]，低溫下氫將對奧氏體基體造成進一步的塑性損失，嚴重影響容器的服役安全性。奧氏體相在低溫下的穩定性保證了其較高的抗氫脆性，這是奧氏體不銹鋼能用于液氫環境的主要原因之一。然而，目前對奧氏體不銹鋼焊縫金屬低溫抗氫脆性能的研究較少，現在也未見有國內液氫壓力容器失效的報道。

3.1 奧氏體不銹鋼及焊縫金屬氫脆機理

中國第一個高壓液氫容器于1989 年2 月研制成功，內容器采用321 不銹鋼[50]；目前，用于海南發射場的300 m3液氫壓力容器，內容器也采用321 不銹鋼[51]。對于奧氏體不銹鋼的抗氫脆性的研究自上世紀就已開始，目前常用相對斷面收縮率（RRA）評估奧氏體不銹鋼的低溫抗氫脆性能，即在氫氣中拉伸所得斷面收縮率與在氦氣中拉伸斷面收縮率的比值。Lynch[52]詳細介紹了鋼和其他材料中的氫脆機制及所支持各種假設的證據，其中，氫致局部塑性變形機制如圖11所示。316，304 系列奧氏體不銹鋼及穩定型310 不銹鋼在80～300 K 溫度范圍內相對斷面收縮率變化如圖12 所示。亞穩奧氏體不銹鋼氫環境氫脆隨溫度的降低而增加，在200 K 左右達到最大值，并隨溫度的繼續降低氫脆緩解直至80 K，Fukuyama[53]將此現象歸結為316 型不銹鋼從300 K 到最大氫脆溫度取決于馬氏體相的轉變，而在最大氫脆溫度之下的氫脆行為則依賴于裂紋尖端附近氫的擴散速率，Sun 等學者[54]對不同類型的304 系不銹鋼的研究結果也顯示了同樣的結果。在隨后的研究中，Imade 等學者[55]在304，316 和316LN 中觀察到了應變引起的馬氏體脆性晶內斷裂面，證實了200 K 以上氫環境中馬氏體相變導致的脆化，304 不銹鋼斷面如圖13 所示。此外，奧氏體不銹鋼氫致馬氏體相變與擴散氫含量呈正相關，Pan 等學者[56]研究指出當擴散氫含量超過0.003%時，308，347L 和304L 均形成氫致馬氏體，且氫致馬氏體含量隨擴散氫濃度的增加而增加，馬氏體總量與擴散氫含量關系如圖14 所示。在更低的溫度下，氫擴散充分減少，遷移和累積的能力受到抑制，Merkel等學者[57]將304L 預充氫到0.014%，以減輕低溫下氫擴散的動力學障礙，研究了113 K，77 K 和4 K 時的拉伸性能，內部氫的存在似乎抑制了低溫下應變誘發馬氏體相變，但斷口形貌卻與氫輔助斷口一致，顯示有次生裂紋和邊界裂紋的跡象。

圖11 氫致局部塑性變形機制示意圖[52]

圖12 奧氏體不銹鋼在不同溫度的相對斷面收縮率[53]

圖13 不同溫度下304 不銹鋼充氫拉伸斷面[55]

圖14 馬氏體總量與擴散氫含量關系[56]

3.2 奧氏體相穩定性的影響

奧氏體不銹鋼焊縫金屬多為柱狀晶組織，晶格缺陷和夾雜較多，氫原子能降低奧氏體的層錯能，使奧氏體的穩定性降低，且焊縫金屬充氫引起的晶格畸變往往比母材更明顯，加之由于元素分布不均，馬氏體相變更易發生。Zhang 等學者[58]在80～300 K 的溫度范圍內，進行了1 MPa 氫氣和氦氣中的拉伸試驗，證實了鎳當量低于27% 時，合金的氫氣脆化（HGE）隨溫度的降低而增加，在200 K 時達到最大值，然后，隨著溫度的進一步降低而降低；而鎳當量高于27%時，則無HGE 發生，如圖15 所示。隨著溫度和鎳當量的降低，應變誘發馬氏體含量增加，氫致脆斷主要沿馬氏體組織發生，因此，對HGE 的敏感性取決于鎳當量。Michler 等學者[59]認為要使奧氏體不銹鋼ZRRA＞90%，最低鎳含量大于11.5%是必須的。304L 和316L焊縫金屬充氫后4 K，20 K，77 K 和室溫的韌性均有所下降，其中采用GTAW 的304L 焊縫金屬充氫后沖擊吸收能量下降明顯，這種現象可能與其焊縫金屬中鎳含量僅為9.74%有關[60]。同樣，Hirata 等學者[61]將308L 和316L 焊縫金屬氫脆歸因于奧氏體穩定性，焊縫金屬氫脆程度受到馬氏體的強烈影響，308L 焊縫金屬奧氏體穩定性較差，產生了馬氏體，在室溫下工作氫脆敏感性增加。另外，Hirata 等學者認為奧氏體相中固溶一定量的氫之后發生馬氏體相變，致使馬氏體相中氫含量過飽和，導致了轉變馬氏體相高的氫脆敏感性。Michler[62]選擇1.4571/NiCr20Nb 焊縫對鎳基焊材的氫脆敏感性進行了測試，20 K 的拉伸試驗沒有顯示氫的任何影響，在氦和氫中的應力應變曲線幾乎一致，均表現出韌性斷裂行為。

圖15 鎳當量對奧氏體不銹鋼低溫氫脆影響[58]

3.3 焊縫金屬中鐵素體相作用

相較于奧氏體相，鐵素體相中氫的溶解度低，但擴散率和滲透性高，使氫的輸運更加復雜。由于氫的擴散速率不同，在奧氏體與鐵素體界面更容易富集氫，在慢應變速率應力作用下，材料中位錯帶氫連續滑動，會導致氫裂紋優先在奧氏體晶界、夾雜物及鐵素體與奧氏體的界面處產生[63-64]，δ-γ 界面裂紋如圖16 所示[65]。在293 K 時，氫增加了奧氏體的平面變形，鐵素體的微裂紋控制了裂紋路徑；在223 K 時，低溫使氫加劇局部變形，在奧氏體變形帶交叉點附近形成微孔洞，主導損傷的萌生，如圖17 所示[66]。雖然在293 K 和223 K 時，鐵素體附近都出現了微孔洞/微裂紋，但在這2 種溫度下裂紋的擴展機制不同，在293 K 時，微裂紋主要與鐵素體相關聯，微裂紋要么在鐵素體相中形核，要么在奧氏體與鐵素體相邊界處形核；而在223 K 時，主要的微孔洞形核位置在鐵素體附近，在奧氏體晶粒的其他地方形成較小的部分[66]。在GTAW 和EBW 中，超過0.005 7%的氫促進δ-γ 界面處或附近的微裂紋，由于GTAW 焊縫金屬中鐵素體含量較高，這種裂紋的頻率和嚴重程度在GTAW 焊縫中比在EBW 焊縫中更大，而且在較高的氫含量下，GTAW 焊縫也會出現二次裂紋[67]。Nakagawa等學者[20]的研究結果也揭示了鐵素體對充氫后焊縫金屬韌性的影響，在77 K 和4 K 時，鐵素體含量在10%以下，焊縫金屬充氫后沖擊韌性隨鐵素體含量的降低而升高。

圖16 充氫焊縫金屬δ-γ 界面裂紋[65]

4 結論

（1）奧氏體不銹鋼焊縫金屬在低溫下同時獲得優良的強度、韌性和抗氫脆性具有挑戰性，而這些指標決定了低溫工程的安全、可靠運行。

（2）低溫導致焊縫金屬強度大幅度上升，其中的鐵素體、馬氏體及氮含量將進一步對強度造成提高；韌性作為低溫應用中十分重要的安全指標則隨溫度的降低急劇下降，鐵素體、馬氏體、氮含量、夾雜物等都降低焊縫金屬沖擊韌性；而抗氫脆性是液氫應用的首要考慮因素，其受到焊縫金屬中奧氏體穩定性及鐵素體組織影響。

（3）通過選擇適宜的焊接方法及焊接材料對焊縫金屬組織及各種元素含量的合理控制可以保證低溫結構的性能要求，但目前仍存在諸如全奧氏體焊縫金屬的熱裂紋等問題，需要進行更苛刻的成分及組織控制，這無疑提高了焊材開發及工藝設計的難度。焊縫金屬低溫力學性能的提升將極大地提高低溫工程應用的前景及安全性，尤其可以為液氫等能源利用提供支持。