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摘要：采用一种低碳贝氏体金属粉芯焊丝进行对接焊接，研究不同热输入（13.4～20.6 kJ/cm）对低碳贝氏体金属粉芯焊丝熔敷金属组织、拉伸性能和冲击韧性的影响。结果发现，低碳贝氏体熔敷金属的原始焊缝、焊缝内再热区组织都由粒状贝氏体和准多边形铁素体（QPF）组成。随着热输入的增加，原始焊缝、焊缝内再热区中的粒状贝氏体含量呈现先增大后降低的变化规律，随着热输入的增加，熔敷金属的屈服强度、抗拉强度先增大后降低，与微观组织的变化趋势一致;17.9 kJ/cm热输入下熔敷金属的屈服强度、抗拉强度均达到峰值;随着热输入的增大，冲击韧性逐渐降低。在室温和-50 ℃下13.4 kJ/cm热输入的熔敷金属具有较好的拉伸塑性和冲击韧性，这主要与低热输入下的细小晶粒相关。
关键词：焊接热输入;焊缝;显微组织;拉伸性能;冲击韧性
中图分类号：TG422.3 文献标志码：A 文章编号：1001-2003（2021）06-0032-09
DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.06.06
0 前言
随着我国制造业的发展，各个结构件之间的连接问题成为人们关注的热点，其焊缝性能的好坏对于整个结构的寿命具有决定性作用。其中低合金高强钢的应用最为广泛，主要用在具有高强度、高韧性及良好焊接性的构件上，例如造船、油气管道、锅炉等[1-2]。
焊缝金属的强度和韧性一直是不可调和的矛盾，要想获得具有优异力学性能的焊缝，焊接过程中参数的控制显得尤为重要[3]。Kwok-Fai Chung等人[4]研究发现，通过适当控制S690钢的焊接热输入（10 kJ/cm最佳）可以改善该材料焊接接头的力学性能。Lingyun Wei等人[5]对HSLA-65钢进行搅拌摩擦
焊，结果表明焊接接头的抗拉强度与热输入呈线性关系，热输入为13.08 kJ/cm时抗拉强度最高，而屈服强度则符合Hall-Petch关系，取决于原奥晶粒尺寸以及板条贝氏体的尺寸。Keshav Prasad等人[6]对低合金高强钢（HSLA）进行埋弧焊，发现在合适的热输入下（54 kJ/cm）接头韧性能達到较高，当热输入过高时（63 kJ/cm）则导致接头韧性下降。M. Sadeghian等人[7]对超级双向不锈钢和HSLA进行钨极氩弧焊（GTAW），发现随着热输入（5.06～8.6 kJ/cm）的增加，铁素体比例降低;同时在-20 ℃下热输入对冲击韧性有显著影响。Lian Chen等人[8]对屈服强度为800 MPa、厚度为8 mm的HSLA进行激光焊，发现在相对较高的热输入（7.8 kJ/cm）下，接头强度降低为母材的77%，中等热输入（5.6 kJ/cm）下在熔合区发现了长链状的M/A组元，大大降低冲击韧性。Ebrahim Mortazavi等人[9]采用 GTAW焊接316L奥氏体不锈钢和X70低合金高强钢，发现随着热输入的增加（7.3～9.7 kJ/cm），焊缝金属中的枝晶尺寸和枝晶间间距增加，δ铁素体的含量减少，导致拉伸强度和硬度降低，但冲击韧性增加;同时，熔合边界中奥氏体晶粒的尺寸增大。Changfei Wen等人[10]采用熔化极活性气体保护电弧焊（MAG）焊接低合金高强钢，发现焊缝中存在大量针状铁素体，冲击韧性明显改善;但随着热输入的增加（10.5～18.5 kJ/cm），针状铁素体向魏氏体转变，同时在最大热输入（18.5 kJ/cm）下强度下降明显。由此可见，热输入对于焊接接头力学性能的影响至关重要。文中针对低碳贝氏体焊缝金属，采用弧焊方法研究不同热输入下焊缝金属的微观组织、拉伸性能、硬度以及冲击韧性的变化，以获得力学性能最好的工艺参数，优化焊接工艺。
1 实验材料及方法
采用直径φ1.6 mm的金属粉芯焊丝进行多层多道焊接，热输入分别为13.4 kJ/cm、15.8 kJ/cm、17.9 kJ/cm、20.6 kJ/cm，且焊接过程中所有焊道均采用相同的热输入。焊接工艺参数如表1所示。为了避免母材对熔敷金属的稀释，焊接前先在坡口两侧使用焊丝进行3 mm的熔敷，然后进行对接焊接。整体焊接装置和取样示意如图1所示，在焊缝中心位置沿着焊接方向取样，V型缺口贯穿焊缝的柱状晶区和再热区，以避免取样位置对试验结果的影响。熔敷金属的化学成分如表2所示。本研究对象为熔敷金属，不考虑焊接接头整体，所有分析都是基于熔敷金属进行，金相试样、拉伸试样、冲击试样均从焊缝上截取。采用Quanta FEG450 场发射扫描电子显微镜观察分析微观组织，并用EDS进行相分析。拉伸试样、冲击试样如图1b、1c所示。通过AGS-X 300kN 电子万能试验机测试拉伸性能;冲击韧性通过夏比冲击摆锤试验机JB-300B测试;通过型号为HVT-1000A的维氏硬度计获得硬度。
2 结果与讨论
2.1 热输入对焊缝金属显微组织的影响
不同热输入下原始焊缝和再热区的微观组织如图2、图3所示。可以看出，原始焊缝及焊缝再热区的组织由粒状贝氏体和少量的准多边形铁素体组成。粒状贝氏体包含大量的M/A组元和贝氏体铁素体。而冲击韧性和M/A的形态、分布和组成直接相关，一般认为大块状的M/A降低韧性，薄膜状的M/A则对韧性有益。不同热输入下的焊缝组织组成及含量变化如表3、表4所示。热输入为13.4 kJ/cm、17.9 kJ/cm时，原始焊缝中粒状贝氏体的含量分别为68.5%和75.3%;但随着热输入的进一步增大，粒状贝氏体含量反而下降，焊缝内再热区的组织组成及含量变化与之类似。随着热输入从13.4 kJ/cm增至17.9 kJ/cm，冷却速度从28.8 ℃/s降至17.8 ℃/s，有足够的时间使得铁素体中的碳扩散到邻近的奥氏体中，从而引起周围奥氏体中的碳含量增加，即富碳奥氏体含量增加[11]。焊缝金属中M/A组元含量的增加导致了焊缝金属冲击韧性的恶化。 2.2 热输入对焊缝金属拉伸性能的影响
焊缝熔敷金属在室温和-50 ℃下的拉伸性能随
热输入的变化如图4所示。随着热输入从13.4 kJ/cm增加到15.8 kJ/cm，室温和-50 ℃下的屈服强度分别增加了18.9 MPa 和5.2 MPa，抗拉强度分别增加了63.4 MPa和12.7 MPa，而断面收缩率分别下降了4%和5%。当热输入增加到17.9 kJ/cm时，屈服强度和抗拉强度达到最大值，继续增大热输入，屈服强度和抗拉强度下降，而断面收缩率随热输入的增加一直呈下降趋势。在不同的热输入下，室温下的拉伸性能始终低于-50 ℃下的拉伸性能，这是因为在-50 ℃下，原子热振动缓慢，位错开动更加困难。结合表3、表4可知，随着热输入的增加，熔敷金属中的粒状贝氏体含量先增加后降低，原始焊缝中粒状贝氏体含量在17.9 kJ/cm时达到最大值75.3%，较13.4 kJ/cm时增加了10%。因此在17.9 kJ/cm时强度达到峰值。热输入达到20.6 kJ/cm时，高温停留时间长，晶粒有足够的时间长大，而晶粒粗大导致强度降低。
热输入13.4 kJ/cm、焊缝金属在室温和-50 ℃实验温度下拉伸宏观及微观断口形貌如图5所示。整体而言拉伸宏观断口均为杯锥状断口。室温下所有拉伸断口均由纤维区、剪切唇构成;-50 ℃下的拉伸断口均存在纤维区、放射区、剪切唇三个区域。其他热输入下焊缝金属的断裂特征与图5类似，仅各区域大小略有不同，不同区域所占面积统计如表5所示。结合图5、表5可知，13.4 kJ/cm下焊缝金属拉伸断口中纤维区的韧窝尺寸较小、韧窝较深;并且室温及-50 ℃下，断口上纤维区所占比例最大。因此，在该热输入下焊缝金属的拉伸塑性较好。
2.3 热输入对焊缝金属冲击韧性的影响
不同热输入下焊缝金属冲击试样断口形貌如图6～图9所示。室温下的所有冲击断口均由延伸区和纤维区（韧性断裂区）、放射区（解理断裂区）和剪切唇（剪切断裂区）组成。延伸区由于较好的塑性变形能力以及纤维区的韧窝有利于冲击功的提高，所以，韧性的高低和延伸区与纤维区的面积之和呈现正相关的关系。不同热输入下室温冲击断口组成及比例如表6所示。
可以看出，热输入为13.4 kJ/cm时，纤维区与延伸区总面积最大，说明在脆性解理断裂之前材料进行了大量的塑性变形，即材料越不容易产生脆性（解理）裂纹，焊缝金属的冲击韧性越好[12]。但随着热输入的增加，焊缝金属冲击断口上延伸区与纤维区的总面积逐渐减小，韧性恶化。另外，-50 ℃下，13.4 kJ/cm对应焊缝金属冲击断口上的解理小面尺寸更小、更均匀，撕裂脊更为陡峭。因此，热输入为13.4 kJ/cm的焊缝金属在室温和-50 ℃均表现出最好的韧性。
由图6～图9可知，-50 ℃下焊缝金属冲击断口均为准解理断裂，解理断裂起裂源处均为Fe、Mn、Si、Cr合金元素的氧化物或硫化物等夹杂物，相应的起裂源点分析结果如图10所示。细小的夹杂物仅作为最终解理断裂的起裂源，并不能决定冲击韧性的高低，冲击韧性的高低主要与其微观组织、晶粒尺寸以及M/A含量等直接相关。
2.4 热输入对焊缝金属显微硬度的影响
不同热输入下焊缝熔敷金属的显微硬度如表7所示。随着热输入的增加，原始焊縫、焊缝内再热区的显微硬度呈现出先增加后降低的趋势，随着热输入的增加，原始焊缝和焊缝内再热区的粒状贝氏体含量增多，粒状贝氏体中大量M/A组元的存在使其硬度可达600 HV，故整体硬度增加。但20.6 kJ/cm热输入下的硬度值低于13.4 kJ/cm对应的硬度值，这是因为20.6 kJ/cm热输入下的粗大晶粒导致其硬度值降低。焊缝再热区的硬度均高于原始焊缝的硬度，这是由于再热区受到前面焊道的再热作用产生的晶粒细化所导致的。
3 结论
（1）热输入从13.4 kJ/cm、15.8 kJ/cm、17.9 kJ/cm到20.6 kJ/cm逐渐增加，焊缝金属的强度和硬度呈现先增加后降低的趋势，这主要是由于焊缝金属组织中粒状贝氏体的含量先增加后降低引起的。在热输入为17.9 kJ/cm的焊缝金属中粒状贝氏体的含量达到最大值，因此其强度和硬度也达到最大值。
（2）热输入从13.4 kJ/cm、15.8 kJ/cm、17.9 kJ/cm到20.6 kJ/cm逐渐增加，晶粒粗大导致焊缝金属的拉伸延伸率和冲击韧性依次降低。焊缝金属冲击韧性的高低直接与晶粒大小以及组织相关，晶粒尺寸的影响程度高于粒状贝氏体的含量对冲击韧性的影响。
（3）13.4 kJ/cm下的焊缝金属在室温及-50 ℃时具有最好的拉伸塑性和韧性，在室温和-50 ℃的屈服强度分别为636.5 MPa和679.2 MPa，抗拉强度分别为678.6 MPa和826.9 MPa，冲击韧性分别为75.1 J和49.1 J。
参考文献：
杜洪志，王亚芬，黄建国. 汽车用高强低合金钢成形性能的研究[J]. 钢铁研究，2017，45（5）：47-50.
侯学军. 锅炉高强低合金钢材料的研制技术分析[J]. 中国科技信息，2015（Z1）：31-32.
Sampath K. An understanding of HSLA-65 plate steels[J]. Journal of Materials Engineering and Performance，2006，15（1）：32-40.
Chung K F，Ho H C，Hu Y，et al. Experimental evidence on structural adequacy of high strength S690 steel welded joints with different heat input energy[J]. Engineering Structures，2020（204）：110051. Wei L，Nelson T W. Influence of heat input on post weld microstructure and mechanical properties of friction stir welded HSLA-65 steel[J]. Materials Science and Engineering：A，2012（556）：51-59.
Prasad K，Dwivedi D K. Some investigations on microstructure and mechanical properties of submerged arc welded HSLA steel joints[J]. The International Journal of Advanced Manufa-cturing Technology，2008，36（5）：475-483.
Sadeghian M，Shamanian M，Shafyei A. Effect of heat input on microstructure and mechanical properties of dissimilar joints between super duplex stainless steel and high strength low alloy steel[J]. Materials & Design，2014（60）：678-684.
Chen L，Nie P，Qu Z，et al. Influence of heat input on the changes in the microstructure and fracture behavior of laser welded 800 MPa grade high-strength low-alloy steel[J]. Journal of Manufacturing Processes，2020（50）：132-141.
Mortazavi E，Najafabadi R A，Meysami A. Effect of heat input on microstructure and mechanical properties of dissimilar joints of AISI 316L steel and API X70 high-strength low-alloy steel[J]. Journal of Iron and Steel Research International，2017，24（12）：1248-1253.
Wen C，Wang Z，Deng X，et al. Effect of Heat Input on the Microstructure and Mechanical Properties of Low Alloy Ultra-High Strength Structural Steel Welded Joint[J]. steel research international，2018，89（6）：1700500.
由洋，王學敏，尚成嘉. 奥氏体化温度对高强度低合金钢组织及冲击韧性的影响[J].金属学报，2012，48（11）：1290-1298.
Cao R，Yuan J J，Xiao Z G，et al. Sources of Variability and Lower Values in Toughness Measurements of Weld Metals[J]. Journal of Materials Engineering and Performance，2017，26（6）：2472-2483.
关键词：焊接热输入;焊缝;显微组织;拉伸性能;冲击韧性
中图分类号：TG422.3 文献标志码：A 文章编号：1001-2003（2021）06-0032-09
DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.06.06
0 前言
随着我国制造业的发展，各个结构件之间的连接问题成为人们关注的热点，其焊缝性能的好坏对于整个结构的寿命具有决定性作用。其中低合金高强钢的应用最为广泛，主要用在具有高强度、高韧性及良好焊接性的构件上，例如造船、油气管道、锅炉等[1-2]。
焊缝金属的强度和韧性一直是不可调和的矛盾，要想获得具有优异力学性能的焊缝，焊接过程中参数的控制显得尤为重要[3]。Kwok-Fai Chung等人[4]研究发现，通过适当控制S690钢的焊接热输入（10 kJ/cm最佳）可以改善该材料焊接接头的力学性能。Lingyun Wei等人[5]对HSLA-65钢进行搅拌摩擦
焊，结果表明焊接接头的抗拉强度与热输入呈线性关系，热输入为13.08 kJ/cm时抗拉强度最高，而屈服强度则符合Hall-Petch关系，取决于原奥晶粒尺寸以及板条贝氏体的尺寸。Keshav Prasad等人[6]对低合金高强钢（HSLA）进行埋弧焊，发现在合适的热输入下（54 kJ/cm）接头韧性能達到较高，当热输入过高时（63 kJ/cm）则导致接头韧性下降。M. Sadeghian等人[7]对超级双向不锈钢和HSLA进行钨极氩弧焊（GTAW），发现随着热输入（5.06～8.6 kJ/cm）的增加，铁素体比例降低;同时在-20 ℃下热输入对冲击韧性有显著影响。Lian Chen等人[8]对屈服强度为800 MPa、厚度为8 mm的HSLA进行激光焊，发现在相对较高的热输入（7.8 kJ/cm）下，接头强度降低为母材的77%，中等热输入（5.6 kJ/cm）下在熔合区发现了长链状的M/A组元，大大降低冲击韧性。Ebrahim Mortazavi等人[9]采用 GTAW焊接316L奥氏体不锈钢和X70低合金高强钢，发现随着热输入的增加（7.3～9.7 kJ/cm），焊缝金属中的枝晶尺寸和枝晶间间距增加，δ铁素体的含量减少，导致拉伸强度和硬度降低，但冲击韧性增加;同时，熔合边界中奥氏体晶粒的尺寸增大。Changfei Wen等人[10]采用熔化极活性气体保护电弧焊（MAG）焊接低合金高强钢，发现焊缝中存在大量针状铁素体，冲击韧性明显改善;但随着热输入的增加（10.5～18.5 kJ/cm），针状铁素体向魏氏体转变，同时在最大热输入（18.5 kJ/cm）下强度下降明显。由此可见，热输入对于焊接接头力学性能的影响至关重要。文中针对低碳贝氏体焊缝金属，采用弧焊方法研究不同热输入下焊缝金属的微观组织、拉伸性能、硬度以及冲击韧性的变化，以获得力学性能最好的工艺参数，优化焊接工艺。
1 实验材料及方法
采用直径φ1.6 mm的金属粉芯焊丝进行多层多道焊接，热输入分别为13.4 kJ/cm、15.8 kJ/cm、17.9 kJ/cm、20.6 kJ/cm，且焊接过程中所有焊道均采用相同的热输入。焊接工艺参数如表1所示。为了避免母材对熔敷金属的稀释，焊接前先在坡口两侧使用焊丝进行3 mm的熔敷，然后进行对接焊接。整体焊接装置和取样示意如图1所示，在焊缝中心位置沿着焊接方向取样，V型缺口贯穿焊缝的柱状晶区和再热区，以避免取样位置对试验结果的影响。熔敷金属的化学成分如表2所示。本研究对象为熔敷金属，不考虑焊接接头整体，所有分析都是基于熔敷金属进行，金相试样、拉伸试样、冲击试样均从焊缝上截取。采用Quanta FEG450 场发射扫描电子显微镜观察分析微观组织，并用EDS进行相分析。拉伸试样、冲击试样如图1b、1c所示。通过AGS-X 300kN 电子万能试验机测试拉伸性能;冲击韧性通过夏比冲击摆锤试验机JB-300B测试;通过型号为HVT-1000A的维氏硬度计获得硬度。
2 结果与讨论
2.1 热输入对焊缝金属显微组织的影响
不同热输入下原始焊缝和再热区的微观组织如图2、图3所示。可以看出，原始焊缝及焊缝再热区的组织由粒状贝氏体和少量的准多边形铁素体组成。粒状贝氏体包含大量的M/A组元和贝氏体铁素体。而冲击韧性和M/A的形态、分布和组成直接相关，一般认为大块状的M/A降低韧性，薄膜状的M/A则对韧性有益。不同热输入下的焊缝组织组成及含量变化如表3、表4所示。热输入为13.4 kJ/cm、17.9 kJ/cm时，原始焊缝中粒状贝氏体的含量分别为68.5%和75.3%;但随着热输入的进一步增大，粒状贝氏体含量反而下降，焊缝内再热区的组织组成及含量变化与之类似。随着热输入从13.4 kJ/cm增至17.9 kJ/cm，冷却速度从28.8 ℃/s降至17.8 ℃/s，有足够的时间使得铁素体中的碳扩散到邻近的奥氏体中，从而引起周围奥氏体中的碳含量增加，即富碳奥氏体含量增加[11]。焊缝金属中M/A组元含量的增加导致了焊缝金属冲击韧性的恶化。 2.2 热输入对焊缝金属拉伸性能的影响
焊缝熔敷金属在室温和-50 ℃下的拉伸性能随
热输入的变化如图4所示。随着热输入从13.4 kJ/cm增加到15.8 kJ/cm，室温和-50 ℃下的屈服强度分别增加了18.9 MPa 和5.2 MPa，抗拉强度分别增加了63.4 MPa和12.7 MPa，而断面收缩率分别下降了4%和5%。当热输入增加到17.9 kJ/cm时，屈服强度和抗拉强度达到最大值，继续增大热输入，屈服强度和抗拉强度下降，而断面收缩率随热输入的增加一直呈下降趋势。在不同的热输入下，室温下的拉伸性能始终低于-50 ℃下的拉伸性能，这是因为在-50 ℃下，原子热振动缓慢，位错开动更加困难。结合表3、表4可知，随着热输入的增加，熔敷金属中的粒状贝氏体含量先增加后降低，原始焊缝中粒状贝氏体含量在17.9 kJ/cm时达到最大值75.3%，较13.4 kJ/cm时增加了10%。因此在17.9 kJ/cm时强度达到峰值。热输入达到20.6 kJ/cm时，高温停留时间长，晶粒有足够的时间长大，而晶粒粗大导致强度降低。
热输入13.4 kJ/cm、焊缝金属在室温和-50 ℃实验温度下拉伸宏观及微观断口形貌如图5所示。整体而言拉伸宏观断口均为杯锥状断口。室温下所有拉伸断口均由纤维区、剪切唇构成;-50 ℃下的拉伸断口均存在纤维区、放射区、剪切唇三个区域。其他热输入下焊缝金属的断裂特征与图5类似，仅各区域大小略有不同，不同区域所占面积统计如表5所示。结合图5、表5可知，13.4 kJ/cm下焊缝金属拉伸断口中纤维区的韧窝尺寸较小、韧窝较深;并且室温及-50 ℃下，断口上纤维区所占比例最大。因此，在该热输入下焊缝金属的拉伸塑性较好。
2.3 热输入对焊缝金属冲击韧性的影响
不同热输入下焊缝金属冲击试样断口形貌如图6～图9所示。室温下的所有冲击断口均由延伸区和纤维区（韧性断裂区）、放射区（解理断裂区）和剪切唇（剪切断裂区）组成。延伸区由于较好的塑性变形能力以及纤维区的韧窝有利于冲击功的提高，所以，韧性的高低和延伸区与纤维区的面积之和呈现正相关的关系。不同热输入下室温冲击断口组成及比例如表6所示。
可以看出，热输入为13.4 kJ/cm时，纤维区与延伸区总面积最大，说明在脆性解理断裂之前材料进行了大量的塑性变形，即材料越不容易产生脆性（解理）裂纹，焊缝金属的冲击韧性越好[12]。但随着热输入的增加，焊缝金属冲击断口上延伸区与纤维区的总面积逐渐减小，韧性恶化。另外，-50 ℃下，13.4 kJ/cm对应焊缝金属冲击断口上的解理小面尺寸更小、更均匀，撕裂脊更为陡峭。因此，热输入为13.4 kJ/cm的焊缝金属在室温和-50 ℃均表现出最好的韧性。
由图6～图9可知，-50 ℃下焊缝金属冲击断口均为准解理断裂，解理断裂起裂源处均为Fe、Mn、Si、Cr合金元素的氧化物或硫化物等夹杂物，相应的起裂源点分析结果如图10所示。细小的夹杂物仅作为最终解理断裂的起裂源，并不能决定冲击韧性的高低，冲击韧性的高低主要与其微观组织、晶粒尺寸以及M/A含量等直接相关。
2.4 热输入对焊缝金属显微硬度的影响
不同热输入下焊缝熔敷金属的显微硬度如表7所示。随着热输入的增加，原始焊縫、焊缝内再热区的显微硬度呈现出先增加后降低的趋势，随着热输入的增加，原始焊缝和焊缝内再热区的粒状贝氏体含量增多，粒状贝氏体中大量M/A组元的存在使其硬度可达600 HV，故整体硬度增加。但20.6 kJ/cm热输入下的硬度值低于13.4 kJ/cm对应的硬度值，这是因为20.6 kJ/cm热输入下的粗大晶粒导致其硬度值降低。焊缝再热区的硬度均高于原始焊缝的硬度，这是由于再热区受到前面焊道的再热作用产生的晶粒细化所导致的。
3 结论
（1）热输入从13.4 kJ/cm、15.8 kJ/cm、17.9 kJ/cm到20.6 kJ/cm逐渐增加，焊缝金属的强度和硬度呈现先增加后降低的趋势，这主要是由于焊缝金属组织中粒状贝氏体的含量先增加后降低引起的。在热输入为17.9 kJ/cm的焊缝金属中粒状贝氏体的含量达到最大值，因此其强度和硬度也达到最大值。
（2）热输入从13.4 kJ/cm、15.8 kJ/cm、17.9 kJ/cm到20.6 kJ/cm逐渐增加，晶粒粗大导致焊缝金属的拉伸延伸率和冲击韧性依次降低。焊缝金属冲击韧性的高低直接与晶粒大小以及组织相关，晶粒尺寸的影响程度高于粒状贝氏体的含量对冲击韧性的影响。
（3）13.4 kJ/cm下的焊缝金属在室温及-50 ℃时具有最好的拉伸塑性和韧性，在室温和-50 ℃的屈服强度分别为636.5 MPa和679.2 MPa，抗拉强度分别为678.6 MPa和826.9 MPa，冲击韧性分别为75.1 J和49.1 J。
参考文献：
杜洪志，王亚芬，黄建国. 汽车用高强低合金钢成形性能的研究[J]. 钢铁研究，2017，45（5）：47-50.
侯学军. 锅炉高强低合金钢材料的研制技术分析[J]. 中国科技信息，2015（Z1）：31-32.
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Chung K F，Ho H C，Hu Y，et al. Experimental evidence on structural adequacy of high strength S690 steel welded joints with different heat input energy[J]. Engineering Structures，2020（204）：110051. Wei L，Nelson T W. Influence of heat input on post weld microstructure and mechanical properties of friction stir welded HSLA-65 steel[J]. Materials Science and Engineering：A，2012（556）：51-59.
Prasad K，Dwivedi D K. Some investigations on microstructure and mechanical properties of submerged arc welded HSLA steel joints[J]. The International Journal of Advanced Manufa-cturing Technology，2008，36（5）：475-483.
Sadeghian M，Shamanian M，Shafyei A. Effect of heat input on microstructure and mechanical properties of dissimilar joints between super duplex stainless steel and high strength low alloy steel[J]. Materials & Design，2014（60）：678-684.
Chen L，Nie P，Qu Z，et al. Influence of heat input on the changes in the microstructure and fracture behavior of laser welded 800 MPa grade high-strength low-alloy steel[J]. Journal of Manufacturing Processes，2020（50）：132-141.
Mortazavi E，Najafabadi R A，Meysami A. Effect of heat input on microstructure and mechanical properties of dissimilar joints of AISI 316L steel and API X70 high-strength low-alloy steel[J]. Journal of Iron and Steel Research International，2017，24（12）：1248-1253.
Wen C，Wang Z，Deng X，et al. Effect of Heat Input on the Microstructure and Mechanical Properties of Low Alloy Ultra-High Strength Structural Steel Welded Joint[J]. steel research international，2018，89（6）：1700500.
由洋，王學敏，尚成嘉. 奥氏体化温度对高强度低合金钢组织及冲击韧性的影响[J].金属学报，2012，48（11）：1290-1298.
Cao R，Yuan J J，Xiao Z G，et al. Sources of Variability and Lower Values in Toughness Measurements of Weld Metals[J]. Journal of Materials Engineering and Performance，2017，26（6）：2472-2483.