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金属学报, 2026, 62(1): 64-80 DOI: 10.11900/0412.1961.2025.00218

综述

高强钢焊缝金属强韧性研究进展

曹睿,1,2, 刘梓申1,2

1 兰州理工大学 省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室 兰州 730050

2 兰州理工大学 材料科学与工程学院 兰州 730050

Research Progress on the Strength and Toughness of High-Strength Steel Weld Metal

CAO Rui,1,2, LIU Zishen1,2

1 State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling of Nonferrous Metals, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China

2 School of Materials Science and Engineering, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China

通讯作者: 曹 睿，caorui@lut.edu.cn，主要从事先进焊接方法与焊接材料开发、焊缝金属的强韧性、损伤及断裂行为研究

收稿日期: 2025-08-02   修回日期: 2025-10-26  

基金资助: 国家自然科学基金项目(52175325)
中央引导地方科技发展专项项目(24ZYQA054)
甘肃省拔尖领军人才项目，甘肃省重点研发计划项目(23YFGA0057)
甘肃省科技重大专项项目(24ZD13GA018)
甘肃省科技重大专项项目(23ZDGA010)
甘肃省科技重大专项项目(22ZD6GA008)

Corresponding authors: CAO Rui, professor, Tel: 13893468800, E-mail:caorui@lut.edu.cn

Received: 2025-08-02   Revised: 2025-10-26  

Fund supported: National Natural Science Foundation of China(52175325)
Central Leading Local Science and Technology Development Special Project(24ZYQA054)
Top Leading Talents Project of Gansu Province, Key Research and Development Program of Gansu Province(23YFGA0057)
Major Scientific and Technological Project of Gansu Province(24ZD13GA018)
Major Scientific and Technological Project of Gansu Province(23ZDGA010)
Major Scientific and Technological Project of Gansu Province(22ZD6GA008)

作者简介 About authors

曹 睿，女，1977年生，教授，博士

摘要

近年来，随着高强高韧钢的快速发展，对其材料本身与焊缝金属的强韧性也提出了更高的要求，开发匹配高强高韧钢材对应的焊材、焊接工艺以及焊后热处理制度仍然是亟待解决的重大问题。为解决高强钢焊缝金属强韧性协同的问题，本文基于国内外在焊材成分优化、焊接工艺优化以及焊后热处理等方面的研究成果，结合本课题组的研究工作，系统总结了高强钢焊缝金属在成分设计、相变动力学和相变行为、强韧化机理等方面的研究现状，综述了目前高强钢焊缝金属强韧性不足的关键问题和解决方法，并概述了未来需关注的研究方向和重点。

关键词： 高强钢; 焊缝金属; 强韧化; 贝氏体相变; 合金化

Abstract

In recent years, due to the rapid development of high-strength and high-toughness steels, the requirements for the strength and toughness of the steel and weld metal have increased. The development of welding materials, welding processes, and post-weld heat treatment systems compatible with high-strength, high-toughness steels remains a major challenge. To address the challenge of achieving both high-strength and high-toughness in high-strength steel weld metals, this paper systematically summarizes the research status of high-strength steel weld metals in composition design, phase transformation kinetics and behavior, and strengthening and toughening mechanisms. The summary is based on prior research on welding material composition optimization, welding process optimization, and post-weld heat treatment, combined with the work of our research group. Furthermore, the study reviews the key challenges and solutions related to the insufficient strength and toughness of current high-strength steel weld metals and summarizes the research directions and key points that must be considered in the future.

Keywords： high-strength steel; weld metal; strengthening and toughening; bainite transformation; alloying

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本文引用格式

曹睿, 刘梓申. 高强钢焊缝金属强韧性研究进展[J]. 金属学报, 2026, 62(1): 64-80 DOI:10.11900/0412.1961.2025.00218

CAO Rui, LIU Zishen. Research Progress on the Strength and Toughness of High-Strength Steel Weld Metal[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2026, 62(1): 64-80 DOI:10.11900/0412.1961.2025.00218

随着社会和工业技术的持续发展，对钢铁材料及其构件的轻量化需求愈发迫切，高强钢逐渐成为当前工程机械、建筑结构、海洋工程等领域的首选材料。在当前技术条件下，通过合金成分优化、真空感应熔炼、控轧控冷及电渣重熔等工艺，已实现批量制备强度为1000 MPa、-40 ℃冲击韧性达到100 J以上的高强钢板材和铸锭。然而，焊材制备的复杂性以及焊接热过程的局限性等因素导致高强钢焊缝金属在相同强度下的低温韧性远低于母材，严重影响结构服役安全。因此，提高高强钢焊缝金属强韧性，对保证高强钢焊接接头的综合力学性能和安全应用具有关键性作用。

几十年来，高强钢的显微组织经历了显著演变：由传统的淬火-回火马氏体(quenching-tempering，QT) 钢，发展到显微组织由板条贝氏体(lath bainite，LB)、板条马氏体(lath martensite，LM)以及残余奥氏体(residual austenite，RA)组成的贝氏体钢[1,2]。大量研究通过添加Si元素抑制碳化物析出，开发了显微组织为细晶无碳化物板条贝氏体和残余奥氏体的高强高韧钢[3]，以及通过控轧控冷等工艺调节贝氏体与马氏体的比例，进而在高强钢中获得优异的强韧性协同[4]。近年来，在保证塑韧性的基础上，高强钢基体组织逐渐发展为以马氏体、超细晶铁素体或贝氏体为主，从而获得更高的强度[5,6]。

对于目前广泛使用的铁素体和贝氏体高强钢焊缝金属而言，以无碳化物贝氏体为主(约70%，体积分数)、少量针状铁素体(acicular ferrite，AF)和板条马氏体构成的复相组织是其取得优异强韧性的关键。同时，为了保证焊缝金属的塑韧性，贝氏体与马氏体板条间应存在片状残余奥氏体薄膜，并且避免脆硬碳化物的析出[7]。相组分调控是强韧性协同的关键：韧性不足可通过增加针状铁素体、残余奥氏体改善；强度不足可适当提高板条马氏体或者板条贝氏体比例。由于焊接热参数调节范围有限，相组分主要通过成分调控实现。在此前的研究中，学者[8]通过控制C含量和C当量(CE)进而控制焊缝金属的显微组织。足够低的C含量有利于无碳化物贝氏体的形成，减少岛状马氏体，因而先进高强钢焊缝金属的C含量普遍控制在0.04% (质量分数)左右。其他合金成分的作用则体现在CE的调控上，如表1[8]所示，当CE = 0.267时，焊缝金属显微组织为包含10%~20% (体积分数，下同)的AF、 10%的粒状贝氏体(granular bainite，GB)、15%~25%的上贝氏体(upper bainite，BU)、 5%的下贝氏体(lower bainite，BL)以及50%~65%的LM的复相组织，这保证了焊缝金属可以在800 MPa屈服强度时，-40 ℃冲击韧性达到150 J。随着强度的进一步提升，薄弱区域、晶粒尺寸和残余奥氏体的含量、组织类型成为影响焊缝金属强韧性的主要因素。确保较高的残余奥氏体含量、较小的晶粒尺寸，以及尽可能少或没有薄弱区域，是保障其强韧性的关键所在。

表1   高强钢焊缝金属显微组织含量与C当量的关系[8]

Table 1  Relationship between volume fraction of microstructure and carbon equivalent (CE) of high-strength steel weld metals[8]

CEfAF / %fGB / %fBU / %fBL / %fLM / %
0.240-0.26520-45≈ 1020-30530-50
0.265-0.27510-201015-25550-65
0.272-0.2855-151010-20560-75
0.285-0.2955-12510-15570-85
0.293-0.30010510580-95
0.300005595-100

Note: CE = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5[B], [M]—mass fraction of element M; fAF, fGB, fBU, fBL, and fLM—volume fractions of acicular ferrite (AF), granular bainite (GB), upper bainite (BU), lower bainite (BL), and lath martensite (LM), respectively

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因此，对于目前开发的高强高韧钢，控制高强钢焊缝金属中各相含量，避免晶粒粗化和薄弱区域的产生至关重要。而如何精准调控相组分以及确定最佳控制范围，使焊缝金属强度达到与母材匹配的情况下韧性也达到母材的80%以上，具有重要的研究意义。同时，焊缝金属性能存在不稳定性，在焊接工艺和焊缝成分确定的前提下，焊缝金属的拉伸强度比较稳定，但冲击韧性离散性大、难以预测，且存在部分区域的冲击吸收功远低于验收标准的情况，已成为影响其使用和服役安全的关键隐患。

对于高强钢焊缝金属强韧化机理的研究一直是重点和难点，本文结合国内外研究现状及课题组前期研究基础，从高强钢焊缝金属断裂机理和典型临界事件、焊材成分优化、焊接工艺优化以及焊后热处理四个方面，系统分析高强钢焊缝金属强韧化的研究现状，并对未来的研发方向进行了概述。

1 高强钢焊缝金属断裂机理和典型临界事件

高强钢焊缝金属存在明显的韧脆转变行为[9]。冲击功随温度变化呈现如图1所示的典型韧性-脆性转变和断裂形式的转变。其中，韧脆转变曲线如图1a所示，其大致可分为上平台(图1b)、韧脆转变过渡区(图1c和d)和下平台(图1e)。如图1b所示，上平台的断裂模式为完全韧性断裂，具体断裂过程为韧窝的形核、长大、聚合并发生断裂，载荷-位移曲线中存在塑性裂纹产生和扩展的阶段。图1c和d为过渡区的载荷-位移曲线，先呈现出塑性裂纹产生和扩展的阶段，而后出现瞬间脆性解理断裂(红色线标记的陡降阶段)，表现在冲击断口中则是先形成塑性裂纹后发生解理断裂(图1c和d中插图)，且由于解理断裂的出现冲击功急剧下降。下平台的载荷-位移曲线如图1e所示，为典型脆性解理断裂，载荷-位移曲线与断口(图1e中插图)中不存在塑性变形和塑性裂纹，冲击功普遍极低。图1f为过渡区典型断口形貌，具有该断口形貌的焊缝金属的冲击功与塑性裂纹扩展区+延伸区的长度(stable-plastic crack length + stretch zone width，SCL + SZW)相关，提高冲击功的核心就是增加SZW和SCL，也就是阻止解理断裂的发生[10~12]。解理断裂发生的早晚直接决定了冲击功的高低，因此，解理断裂的研究和控制对高强钢焊缝金属的韧性调控具有重要的作用，本课题组研究[13~15]认为，临界事件，即在一个实际的解理断裂过程中对解理裂纹的形成提供了最大困难的阶段，是控制解理断裂过程最重要的因素。

图1

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图1   典型韧脆转变曲线、载荷-位移曲线和断口形貌

Fig.1   Typical ductile-brittle transition curve (a), load-displacement curves (b-e), and fracture morphology (f)

(b-e) load-displacement curves and fracture morphology schematics (insets) at different ductile-brittle transition stages of upper shelf (b), transition regions (c, d), and lower shelf (e) (Orange lines in Figs.1c-e show the instan-taneous brittle cleavage fracture)

(f) fracture morphology showing the stretch zone width (SZW), stable-plastic crack length (SCL), and the cleavage fracture distance (Xf) from cleavage fracture initiation origins to the blunted crack tip


高强钢及其焊缝金属的薄弱环节和临界事件因其成分和工艺的不同而呈现差异，包括第二相粒子[16]、晶界上析出的团簇状碳化物[17~19]、粗大的铁素体晶粒[20~22]、链状的马氏体-奥氏体(M-A)组元[23~25]、粗大的贝氏体团[26~28]、脆硬的板条马氏体[29]等。上述薄弱环节的存在对高强钢焊缝金属的冲击韧性造成极为严重的影响，如晶界处聚集的团簇状碳化物颗粒的面积分数仅提高2%时，焊缝金属的冲击功下降超过100 J[19]。Cao等[20]的研究指出，在高强度低合金API 70钢焊缝金属中，缺口根部附近的粗大铁素体晶粒致使局部解理断裂应力(σf)降低，冲击功显著下降。Yan等[21]发现具有大量M-A组元和碳化物偏聚区的粗大块状铁素体致使焊缝金属的冲击功从169 J下降到79 J。因此，抑制上述临界事件、减少薄弱区域，是当前调控高强钢焊缝金属断裂模式并提升其强韧性的核心手段。高强钢焊缝金属中多样化的薄弱区域和临界事件往往受到成分、焊接工艺、热处理制度等多种因素的综合影响。对于实际焊缝金属的强韧性调控问题，需结合焊缝金属的具体成分、工艺和显微组织，精准识别并抑制相应的临界事件、减少薄弱区域，才能有效提升强韧性。

2 焊缝金属成分对高强钢焊缝金属组织和强韧性的影响

在高强钢焊接过程中，调控焊材成分是优化焊缝金属组织的重要手段。高强钢焊缝金属的组织一般为粒状贝氏体和铁素体，同时根据合金成分和焊接工艺的不同，也可形成板条贝氏体或马氏体。关于高强钢焊材成分的研究很多，本文主要从Ni、Si、V、Ti、B等合金元素着手，分析焊缝金属成分对高强钢焊缝金属组织及性能的影响。

2.1 Ni对高强钢焊缝金属组织和强韧性的影响

Ni是典型的奥氏体稳定化元素，可通过影响高强钢焊缝金属的相变行为、晶粒尺寸和残余奥氏体含量等显著提升焊缝金属的强韧性。本课题组系统研究了Ni元素含量对贝氏体高强钢(0.2C-1.6Mn-0.55Si，质量分数，%，下同)焊缝金属的贝氏体形核与相变行为、显微组织和力学性能的影响[30~34]。从形核位置和板条生长速率的角度来看，随Ni含量提高，贝氏体板条的形核率和生长速率均显著提高，形核位置和板条的生长方式逐渐多样化。在不含Ni时，贝氏体板条的形核位置仅集中在晶界和晶内。随着Ni含量的增加，在Ni含量为2% (质量分数，下同)时，试样中开始出现孪晶界形核；在Ni含量为4%时，首次观察到在贝氏体板条侧面形核的现象[32]。如图2a1~a8[33]所示，在Ni含量为6%时，试样的形核方式最为多样，包括晶内缺陷空隙形核(1号板条)、附着在先形核的贝氏体板条上形核(2、3号板条)、在板条交汇处形核(4号板条)等。图2a9和a10[33]揭示了不同形核方式对应着不同的贝氏体变体，进而决定了贝氏体板条生长速率和取向差的不同，其中最快形核速率达1979 μm/s，最慢形核速率仅为2.25 μm/s[33]。从显微组织组成和晶粒尺寸的角度来看，Ni元素的适当添加改变了焊缝金属组织类型和组织中的相分数并细化晶粒。本课题组研究[30]发现，随Ni含量增加，如图2b1~b5[30]所示，焊缝金属的显微组织由GB转变为AF进而转变为LM + LB，且如图2b6[30]所示，焊缝金属原奥氏体晶粒尺寸明显细化。而在相似的800 MPa级高强钢焊缝金属(0.03C-0.4Si-1.0Mn-0.3Cr-0.7Mo)中，Liu等[35~37]提出交错排列的贝氏体铁素体(bainite ferrite，BF)是焊缝金属取得优良强韧性的关键，在Ni含量为4%时，可为焊缝金属提供适宜的形核驱动力，促进贝氏体形核方式转变为自催化形核，从而形成大量交错排列的BF组织；而过量添加Ni元素( 5.5%)的焊缝金属中，由于形核驱动力过高，自催化形核方式消失，贝氏体的形核方式转变为经典形核，显微组织转变为韧性不佳的聚合贝氏体。此外，Ni含量的增加能够促进针状铁素体的形成，减少晶粒边界铁素体以及M-A组元数量，特别是高Ni含量时影响更为显著[38]。Wang等[38]发现在0.06C-1.8Mn-0.2Si系高强钢中，Ni通过稳定奥氏体晶粒并降低铁素体转变温度可以获得具有优良塑韧性的针状铁素体为主的高强钢焊缝金属。由于Ni本身无限固溶于γ-Fe，是扩大γ相区的元素，因此Ni含量的增加可促进残余奥氏体的形成[31,32]。残余奥氏体通过本身较高的塑性变形能力和相变诱导塑性(transformation induced plasticity，TRIP)效应吸收应变能，抑制裂纹萌生和扩展，从而显著提高焊缝金属的低温韧性[39]。

图2

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图2   Ni含量对高强钢焊缝金属显微组织和强韧性的影响[30,31,33]

Fig.2   Effects of Ni content on microstructure, strength, and toughness of weld metal of high-strength steel[30,31,33] (Samples with Ni mass fractions of 0%, 2%, 4%, and 6% were designated as Ni0, Ni2, Ni4, and Ni6, respectively)

(a1-a8) in situ laser confocal observation results of bainite nucleation sites in samples Ni6[33] (1, 2, 3, 4—the first, second, third, and fourth growing bainitic laths)

(a9) Euler figure (EF) color map of the investigated grain for identifying various variants—the symbols and numbers indicate the variant numbers[33] (V1, V4, V6, V10, V11, V12, V14, V16, V20, V22, and V23—different variant types) (a10) plot of growing length against time (t) for three typical growth modes at various average rates[33] (b1-b5) microstructures (b1-b4) and fractions (b5) of weld metals in samples Ni0 (b1), Ni2 (b2), Ni4 (b3), and Ni6 (b4)[30] (DUB—degenerate upper bainite, PF—pro-eutectoid ferrite) (b6) prior austenite grain size distributions of weld metals with different Ni contents[30] (c1-c5) effects of Ni content on tensile strength[30] (c1), hardness[30] (c2-c4), and impact energy[31] (DBTT—ductile-brittle transition temperature) (c5) of weld metal


从力学性能的角度来看，Ni通过细晶强化、板条贝氏体及板条马氏体的形成、固溶强化以及消除晶粒边界铁素体和M-A组元等方式提升焊缝金属的强度和硬度，如图2c1~c4[30]所示。同时Ni含量的增加提高了焊缝金属低温下的冲击韧性并降低韧脆转变温度，如图2c5[31]所示(当Ni含量为6%时，焊缝金属中出现热裂纹，因此未显示Ni含量为6%时的数据)。从断裂机理角度来看，如表2[31]所示，随Ni含量提高，虽然表面能(γp)基本不变，但起裂源解理面半长轴长度(ac)显著降低，σf显著增加，因此抵抗断裂的能力增强，断裂时所需的外界驱动力增大，使冲击韧性提高[31]。Ni含量的增加通过提高残余奥氏体含量(增强TRIP效应)、增加大角度晶界密度和细化晶粒，共同增强了焊缝金属抵抗裂纹扩展的能力，从而显著改善了焊缝金属的低温韧性[31,34]。但也有研究[40,41]表明，增加Ni含量导致焊缝金属强度提高、冲击韧性降低，韧性降低的原因主要是粗大聚合贝氏体的生成，由于粗大的聚合贝氏体抵抗裂纹扩展的能力明显低于针状铁素体，导致冲击韧性急剧下降。

表2 -19   6 ℃时不同Ni含量高强钢焊缝金属的断裂微观参数[31]

Table 2  Fracture micro-parameters of high-strength steel weld metals with different Ni contents at -196 oC[31]

Specimenac / μmE / MPavσyd / MPaσf / MPaεpcTcQcγp / (N·m-1)
Ni0352000000.3118118540.00941.091.57174.33
Ni2292000000.3122919670.00200.921.60162.59
Ni4222000000.3133122600.00120.961.69162.82

Note:ac—half cleavage facet size around the crack initiation site, E—Young's modulus, v—Poisson's ratio, σyd—dynamic yield strength, σf—local cleavage fracture stress, εpc—fracture strain, Tc—critical stress triaxiality, Qc—critical stress intensification factor, γp—effective surface energy

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综上所述，Ni元素对高强钢焊缝金属强韧性的调控机制主要体现为稳定奥氏体、促进贝氏体形核并调控其生长特征，进而提升焊缝金属的强度和低温韧性，同时减少不利相的生成。然而需注意的是，Ni含量与强韧性的提高并非简单的线性关系，过高的Ni含量易诱发热裂纹，且导致粗大聚合贝氏体形成，二者均对强韧性有显著恶化作用。此外，与Si、Mn元素相比，Ni元素的成本偏高。因此在焊材设计和焊接工艺制定过程中，需充分考量Ni含量对强韧性的影响，在保证强韧性的前提下控制Ni的用量，从而在发挥其增强增韧优势的基础上，实现高强钢焊缝的经济性与性能协同优化，最终达到成本与强韧性的最佳平衡。

2.2 Si对高强钢焊缝金属组织和强韧性的影响

Si对焊缝金属的力学性能具有重要影响。本课题组[42]通过改变Si含量研究了Si含量对高强钢焊缝金属(0.06C-1.4Mn-2Ni-0.2Cr)强韧性的影响，发现其强韧性取决于显微组织、晶粒尺寸及非金属夹杂物的共同作用。如图3a1~a4[42]所示，随着Si含量的增加，焊缝金属显微组织由BF + GB + LB转变为GB + LB + M (M代表马氏体)，且晶粒尺寸明显增加。Li等[43]同样提出，少量Si元素的添加可以促进多边形铁素体和粒状贝氏体的形成。在焊接过程控制方面，Si元素在焊接过程中可以有效改善熔池流动性并降低焊缝金属中缺陷的产生。Lai等[44]研究表明，较高含量的Si元素能在降低熔池溶解氧的情况下，显著影响表面张力和熔池动力学，降低孔隙率和减少空隙簇的形成。且熔池流动性的增加也可以解决焊缝熔合不良的问题并改善宏观成形[45]。同时，Si作为常见的脱氧元素，在含量较低(0.10%)时可以通过降低9%Ni钢(0.04C-0.5Mn-8.8Ni)焊缝金属的O含量进而减少薄弱区域、提高焊缝韧性[46]。然而在Si含量较高(0.45%)时会导致非金属夹杂物显著增多，从而导致焊缝金属的韧性急剧下降[46]。如图3b1[42]所示，大量的Si元素添加(2.0%)导致临界事件转变为大尺寸的Si-Al-Mn系氧化物夹杂起裂，进而导致如图3b2和b3[42]所示的解理断裂应力与SCL + SZW显著下降，从而更早发生解理断裂，韧性严重恶化。与之对应，如图3c1~c3[42]所示，Si元素的大量添加使焊缝金属的强度和硬度显著提高，塑性和韧性明显恶化。此外，过高的Si含量导致的板条粗化和大角度晶界的减少是导致其冲击韧性恶化的原因之一[47]。

图3

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图3   Si含量对焊缝金属显微组织和力学性能的影响[42]

Fig.3   Effects of Si content on microstructure and mechanical properties of weld metals[42] (Samples with Si mass fractions of 0.3%, 1.2%, and 2.0% were designated as Si0.3, Si1.2, and Si2.0, respectively)

(a1-a3) microstructures of weld metals in samples Si0.3 (a1), Si1.2 (a2), and Si2.0 (a3) (BF—bainite ferrite, M—martensite)

(a4) grain sizes of weld metals with different Si contents

(b1) oxide initiation origin for Si2.0 specimen at -196 oC

(b2) local cleavage fracture stresses and the critical values of the stress intensification of specimens with different Si contents at -196 oC

(b3) relationship between impact energy (CVN) and SCL + SZW (c1-c3) effects of Si content on strength and hardness (c1), elongation and reduction rate of fracture area (c2), and impact energy (c3) of weld metal


综上所述，Si元素主要通过影响焊缝金属的显微组织类型、晶粒尺寸和非金属夹杂物类型调控焊缝金属的强韧性。在现有研究中，Si元素含量通常需控制在较低水平，适量添加Si可通过细化晶粒、促进有益铁素体形成及降低O含量的方式减少薄弱区域，从而在一定程度上提升强韧性。较高含量的Si虽然提升了强度，但显著恶化焊缝金属的低温韧性。与其他合金元素相比，Si成本较低，且在焊条药皮、焊芯、焊丝等焊材中应用广泛，主要发挥其焊接过程的脱氧作用。因此，在焊材设计和焊接工艺制定过程中，需综合考量Si含量对强韧性的影响及其脱氧效果，在保证强韧性和焊缝低O含量的前提下控制Si用量，最终实现高强钢焊缝的强韧化目标。

2.3 V对高强钢焊缝金属组织和强韧性的影响

V主要通过析出强化和促进显微组织演变提高焊缝金属的综合力学性能。从显微组织的角度来说，V元素对焊缝金属的组织调控作用主要表现在形成细小析出物，促进针状铁素体组织的形成，从而改善焊缝金属的韧性。同时V的加入在低合金高强钢(0.16C-1.45Mn-0.03Si)中可有效细化贝氏体板条，促进残余奥氏体的形成[48]。此外，添加V元素可以促进多种高强钢接头(0.1C-0.07Si-0.85Mn、0.05C-0.2Si-1.3Mn-0.45Cr-0.36Ni、0.08C-1.45Mn-0.9Si等)微观结构的变化，如形成贝氏体、马氏体-珠光体-铁素体、贝氏体-铁素体等微观结构[49,50]。这些微观结构优于传统的针状铁素体结构，进而显著提高焊缝金属的强度和韧性。虽然研究[51]表明，V元素的添加导致焊缝金属的硬度分布不均匀，但对整体韧性没有显著影响。除对显微组织的影响外，V对析出相的影响同样至关重要，在高强钢焊缝金属(含微量Mo和Ni的0.09C-0.52Si-1.6Mn-4.3Cr)中，V微合金化可以促进细小的V富集团簇的形成[52]。对于已经存在的纳米级析出相，V元素的添加能将高强钢(0.05C-0.2Si-1.3Mn-0.45Cr-0.015Ti)中已存在的Ti(C, N)改性为(Ti, V)(C, N)，同时析出纳米级V(C, N)颗粒，钉扎位错运动[50]。

综上所述，V元素对高强钢焊缝金属力学性能的提升主要源于析出强化和显微组织演变两个方面。V元素在提升焊缝金属强度的同时，对韧性亦有积极贡献，且适用的含量范围相对较广。在焊材设计和焊接工艺制定过程中，若能充分发挥V元素的析出强化及组织调控优势，可有效实现高强钢焊缝金属强韧性的协同提升。但需注意的是，V元素对临界事件的调控多集中于析出相调控，针对临界事件为氧化物夹杂的情况，其调控能力仍需进一步研究。

2.4 Ti对高强钢焊缝金属组织和强韧性的影响

Ti元素在高强钢焊缝金属中的添加对其强韧性有显著影响。当前研究普遍认为Ti含量决定夹杂物以及组织的不同，从而对焊缝金属强韧性产生影响。适量的Ti有助于在低合金高强钢焊缝金属(0.06C-0.3Si-1.3Mn-0.6Cr-0.5Mo-2.2Ni)中形成Ti-Mn-Al-O和Ti-Al-O夹杂物，这些夹杂物可成为针状铁素体的形核位点，有效促进针状铁素体的形成[53~55]。针状铁素体具有细小的晶粒和大量大角度晶界，能够有效阻碍裂纹扩展，从而提高焊缝金属的冲击韧性与裂纹扩展阻力[56,57]。如图4[53]所示，对于高强钢焊缝金属(0.05C-0.4Si-1.6Mn-0.45Cr-0.5Mo)中已存在的夹杂物，Ti含量的增加促进了非金属氧化物夹杂物的转变，使其由图4a和b[53]中的γ-Al2O3 + MnAl2O4转变为图4c和d[53]中的MnTi2O4 + MnAl2O4 + MnSiO3[53]。同时，由于转变后的夹杂物的内部及表面形成了大量的MnTi2O4，该相与铁素体具有良好的错配度，为针状铁素体形核提供更多的位置，从而提高了组织中针状铁素体的含量并细化组织[53,57]。此外，Ti与B、Al、O和N元素的平衡添加可以降低奥氏体向铁素体的转变温度，改善焊缝金属的韧性[58,59]。适量Ti与B的结合可形成细小夹杂物，有助于细化焊缝金属的微观结构，提高韧性[60]。

图4

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图4   Ti对高强钢焊缝金属中夹杂物的影响[53]

Fig.4   Effects of Ti on inclusions in weld metal of high-strength steel[53] (I, II, III—the locations of selected area electron diffraction (SAED) analysis)

(a, b) STEM image and EDS mappings (a), bright-field TEM image and the SAED patterns (insets) (b) of inclusion in weld metal with low Ti content (c, d) STEM image and EDS mappings (c), bright-field TEM image and the SAED patterns (insets) (d) of inclusion in weld metal with high Ti content


Ti含量过高会显著增加氧化物夹杂的尺寸，并在0.08C-0.3Si-1.88Mn-2.8Ni-0.75Mo系焊缝金属中形成富含板条贝氏体和TiN脆硬相的中心粗晶区，导致冲击功和裂纹扩展功急剧下降[61]。此外，Ti含量过高时容易在晶界形成脆硬的Ti4C2S2，导致强度和韧性均明显降低[62]。同时，高TiO2含量的药皮能提高熔渣的电子导电能力，影响焊接过程中的热量传递和焊缝金属的合金化成分[63]。谢旭等[64]发现，高TiO2含量的焊剂在高温电弧下增加了焊剂氧势，导致更多的Mn和Si元素通过熔渣-熔池界面流失进入到熔渣中，焊缝金属中的Mn和Si含量分别下降0.29%和0.041%。

总体而言，Ti元素对高强钢焊缝金属强韧性的调控与其含量密切相关。其核心作用机制在于通过形成特定夹杂物影响组织演变，为针状铁素体提供形核位点，进而提高针状铁素体含量，借助其细小晶粒和大角度晶界阻碍裂纹扩展，从而提升塑韧性。但需注意，Ti含量过高导致焊缝金属韧性急剧下降，同时也会导致其他脱氧元素的损失。从实际应用看，Ti的强韧化作用需以精确控制其含量为前提，充分发挥其促进针状铁素体形核的积极影响，尽可能地避免过量添加Ti所导致的焊缝金属脆化，并在设计焊丝成分时，充分考虑Mn和Si元素的损失。

2.5 B对高强钢焊缝金属组织和强韧性的影响

B元素在焊缝金属中的添加对其强韧性有显著影响。在高强钢焊缝金属中，如图5a1~a4[65]所示，B主要以与O和C共同偏析的形式存在于原奥氏体晶界，形成B的氧化物及少量硼化物。本课题组研究[65]同时观察到了Ti、Mn和B三种元素在晶界处呈点状或连续共偏析的现象。B的加入推迟了相变起始点，使得焊缝金属的相变区间下移，同时降低表面能，推迟并抑制先共析铁素体的生成，进一步细化焊缝金属组织[65~67]。如图5b1~b8[65]所示，B的添加除细化晶粒外，还可使焊缝金属的组织由块状铁素体转变为粒状贝氏体[65]。与Ti元素类似，B元素的添加量同样需要控制在合适的范围内，如图5c1~c3[65]所示，0.04C-1.5Mn-0.2Cr-0.7Ni钢焊缝金属中的最佳B含量约为42 × 10-6，此时韧脆转变温度降低至-75 ℃。然而B含量过高会导致非金属夹杂物增多，进而影响焊缝金属的整体韧性[65]。在含Ti钢焊缝金属(0.05C-1.5Mn-0.25Si-0.02Ti)中，B含量为(22~39) × 10-6时可显著增加针状铁素体的数量，从而提高冲击韧性，但过高的B含量同样会降低冲击韧性[68]。

图5

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图5   B含量对高强钢焊缝金属显微组织和强韧性的影响[65]

Fig.5   Effects of B content on the microstructure, strength, and toughness of high-strength steel weld metals[65] (Samples with B mass fractions of 0.008%, 0.0020%, 0.0031%, 0.0042%, 0.0057%, and 0.0087% were designated as B08, B20, B31, B42, B57, and B87, respectively)

(a1-a4) positive ion distributions of carbon-containing and oxygen-containing composite anion of B87 (PAGB—prior austenite grain boundary. White arrows in Figs.5a2 and a4 indicate B-carbide and B-oxide, respectively)(b1-b6) microstructures (b1-b3) and EBSD images showing the high-angle grain boundary (b4-b6) of weld metals in samples B08 (b1, b4), B42 (b2, b5), and B87 (b3, b6) (M-A—martensite-austenite)

(b7) misorientation angle distributions of the weld metals with different B contents (RZ—reheated zone)

(b8) grain size distributions of weld metals with different B contents (c1-c3) mechanical properties of weld metals with different B contents (c1) ductile-brittle transition curve (c2) ductile-brittle transition temperature (c3) micro-hardness (CGZ—columnar grain zone)


总体而言，B元素对焊缝金属显微组织的调控及强韧化提升机制与其存在形式和含量密切相关。但相较于Ti元素，B元素的工艺窗口更窄，即便在10-6范围内的微小调控，也会对强韧性产生很严重的影响。因此，为充分发挥其强韧化作用，开发可精密调控B元素含量的焊接工艺具有重要意义。同时B与Ti、Mn等元素的协同效应及焊后热处理的工艺优化，扩大B元素的工艺窗口，以及精准调控其存在形式，也是未来研究的重点。

3 焊接工艺对高强钢焊缝金属强韧化的影响

焊接工艺调控是高强钢焊缝金属强韧化的重要调控手段之一。在焊接过程中，焊接方法、焊接工艺参数等因素显著影响焊缝金属的显微组织和力学性能。

3.1 焊接方法

近年来，随着高强钢焊接技术研究的不断深入，传统熔焊方法(如手工电弧焊、CO2气体保护焊等)受制于热影响区软化、焊缝金属显微组织和析出相粗化，导致高强钢接头力学性能不佳[69]。通过激光焊、电子束焊、电阻点焊、搅拌摩擦焊等焊接方式获得较窄且无软化的热影响区、晶粒细化的焊缝金属已成为当前研究的热点。环鹏程等[70]采用激光焊制备了无接头软化区的800 MPa级高强钢接头，焊缝金属冲击功可达母材的85.6%。Chen等[71]通过激光振荡焊接制备了平均晶粒尺寸小于30 μm的高强钢焊缝金属，其综合力学性能高于母材，原因在于：圆周振荡激光扩大了熔池，形成了更稳定的环形流场并对焊缝金属中的晶粒起到了明显的破碎效果。Lei等[72]、Wu等[73]和Ye等[74]均通过高能束或高能束-电弧复合焊获得了平均晶粒尺寸小于母材的焊缝金属，显著提升了焊缝金属的强韧性，其中部分试样的-29 ℃冲击功达到200 J以上。另外，高能束焊接过程中导致的热影响区韧性降低同样是当前研究的重要问题，Meng等[75]和Chen等[76]研究表明，在激光、激光-电弧复合焊等高强钢高能束焊接热影响区中，粗晶热影响区的冲击功急剧下降，部分高强钢的冲击功甚至低于27 J，远低于标准要求。然而Wang等[77]研究表明，相较于埋弧焊，激光-电弧复合焊由于减少了热输入，导致其热影响区晶粒更细、宽度更窄，-40 ℃冲击功可超过200 J，且韧脆转变温度低至-80 ℃。

搅拌摩擦焊(friction stir welding，FSW)在提升焊缝金属的强韧性方面展现出独特的优势。研究[78]表明，经适当预热处理后，FSW焊接获得的焊缝金属微观结构由细小的马氏体块和大量大角度晶界组成，显著增强了焊缝金属的强度和韧性。此外，在FSW焊接过程中，较低的堆垛缺陷能量促进了位错滑移和孪生诱导塑性机制，也显著提升了焊缝金属的强度和韧性。相比之下，激光电阻点焊(laser resistance spot welding，LRSW)在焊接超高强度钢时表现出不同的机制。相比于传统的电阻点焊，虽然LRSW具有更高的焊接效率和热输入，但其高冷却速率容易导致焊缝金属形成以马氏体为主的组织。在拉伸剪切和交叉拉伸等载荷测试中，LRSW接头的力学性能明显低于电阻点焊接头[79]。

总之，焊接方法的选择对高强钢焊缝金属的强韧性具有决定性影响，其核心在于通过调控热输入和冷却速率，避免热影响区软化、晶粒粗化和脆硬相析出，进而突破传统熔焊的性能瓶颈。对于高能量密度焊接，需控制冷却速率以避免马氏体过度生成，同时需要合理控制热输入以避免高强钢热影响区的冲击韧性急剧下降。因此，通过调控工艺方法和工艺参数，实现焊缝金属、热影响区与母材等强韧性匹配仍然是未来研究的重点；固态焊接则需优化工艺参数以做到强塑性协同。此外，先进焊接工艺带来的设备和成本负担同样值得关注，对于传统焊接方法而言，成本低廉、设备简单仍然是其不可忽略的优势。

3.2 焊接工艺参数

焊接工艺参数对焊缝金属的强韧化机理影响显著。焊接热输入、焊接速率等参数的变化直接关系到焊缝金属的微观结构和力学性能。其中焊接热输入决定了焊缝金属的冷却速率，进而影响焊缝金属的相变过程及微观结构的形成。选用适当的焊接热输入是实现焊缝金属强韧性协同的关键：当热输入过低时，焊缝金属冷却速率过快，容易形成脆硬的LB和LM；热输入过高虽然能降低冷却速率、促进铁素体的形成，但会导致晶粒粗化和粗大的M-A组元析出，同样无法取得较高的塑韧性[80,81]。例如，Wang等[82]研究表明，对于690 MPa高强钢，热输入为25 kJ/cm的焊缝金属的冲击韧性优于热输入为20和30 kJ/cm的焊缝金属，原因在于，25 kJ/cm热输入下形成了细小的块状BF与板条BF的混合组织；相较于低热输入下焊缝金属中完全板条状BF，块状BF与板条BF的边界能有效阻碍裂纹扩展并改变其扩展路径，从而提升冲击韧性；然而高热输入条件下，虽然组织类型与25 kJ/cm热输入时相同，但晶粒显著粗化，导致冲击韧性明显恶化。因此，在实际应用中，应充分考虑材料类型、焊接位置及预处理方法，选用适当的焊接工艺参数，以确保焊缝的性能达到最佳状态。

综上所述，焊接工艺参数对焊缝强韧性的影响具有一定的复杂性，其优化本质在于通过精确控制热循环和冶金条件，以调节有利相的形成、细化晶粒以及抑制缺陷。通过多种工艺参数和焊剂配方的协同优化，实现微观组织与力学性能的协调优化，是高强钢焊接质量控制和获得优异力学性能的关键。同时，根据高强度钢的类型、焊接位置和方法，制定差异化的焊接参数，也是确保焊缝金属强韧性的关键措施。

4 焊后热处理对高强钢焊缝金属组织和冲击韧性的影响

焊后热处理作为改善焊接接头力学性能的重要手段，在高强钢焊缝金属的强韧性调控中起到了至关重要的作用。在前文所述的高强钢焊缝金属低温冲击功偏低和离散性过大的问题中，不稳定的主要原因是焊缝金属组织不均匀；对于冲击功极低的焊缝金属，其起裂源位置存在脆硬的M-A组元及碳化物偏聚区，这些局部脆性区更易成为解理断裂的临界事件。同时冲击功较低的焊缝金属中存在粗大块状铁素体和板条铁素体组织，这些组织大多集中于焊缝柱状晶区或中间两相区，粗大的铁素体在脆性断裂过程中的σf更小，容易开裂，易成为起裂源。而采用成分调控很难彻底解决焊缝金属组织不均匀这一关键问题，因此需要进行必要的焊后热处理。

4.1 增加预回火

焊后回火是提升高强钢焊缝金属强韧性的常见手段。预回火是在焊后回火的基础上，添加一段温度略低于回火温度的热处理制度。预回火导致的M-A组元的分解和碳化物的细化是改善高强钢焊缝金属强韧性的主要原因。

如图6a1~a3和b[83]所示，相较于焊态试样(I号样品)，在焊后保持705 ℃、8 h回火(III号样品)的基础上，增加650 ℃、40 h预回火(IV号样品)使得焊缝金属的冲击功最高值达到167 J，最低值也达到了126 J，有效解决了焊缝金属冲击韧性低下且离散性高的问题[83]。对焊缝金属而言，预回火温度为650 ℃，仅比主要回火阶段温度(705 ℃)低55 ℃，因此可将该预回火阶段视为回火时间的延长。如图6c1~c4[83]所示，在705 ℃、8 h处理试样(II和III号样品)中，由于回火时间不足，C元素未能充分扩散，因此显微组织由BF、GB、M-A组元与碳化物组成；在添加预回火后(IV号样品)，长时间回火有效促进了C元素的扩散，减少了C元素在晶界处的富集，使M-A组元完全分解为BF和碳化物，同时消除了LB组织[83]。LB与网状、链状M-A组元的消除可以有效减少脆硬相导致的裂纹萌生和扩展，提高焊缝金属抵抗裂纹扩展的能力，进而显著提高冲击韧性[83,84]。Jiang等[85]指出，在预回火过程中残余奥氏体分解为细小的贝氏体团和高密度M23C6，为后续回火过程中碳化物的析出提供了额外的形核位点，避免了晶界粗大的碳化物形成。

图6

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图6   预回火对高强钢焊缝金属显微组织和冲击韧性的影响[83]

Fig.6   Effects of pre-tempering on microstructure and impact toughness of high-strength steel weld metal[83]

(a1-a3) heat treatment process diagrams of tempered (types II and III) (a1, a2) and pre-tempered + tempered (type IV) (a3)

(b) impact energies of types I-IV weld metals (type I—as-welded) (c1-c4) microstructures of types I (c1), II (c2), III (c3), and IV (c4) weld metals


总体而言，预回火对高强钢焊缝金属强韧性的调控与其工艺参数密切相关，其作用机制在于分解脆硬的M-A组元和抑制粗大碳化物的析出，减少临界事件，进而显著提高焊缝金属的强韧性。然而针对显微组织中的薄弱区域(如粗大铁素体晶粒和脆硬板条马氏体)，预回火的调控效果有限；且对于焊缝金属的组织不均匀性，预回火的调控作用仍需进一步研究。

4.2 增加高温正火

高温正火在降低厚板焊缝金属冲击韧性波动性以及提高冲击韧性上起着关键作用。对于焊态焊缝金属，其低温冲击韧性不稳定的主要原因是焊缝金属组织不均匀。而高温正火因其加热温度高于完全奥氏体化温度，显微组织发生均匀化和细化，对于消除不均匀组织具有十分显著的作用。本课题组研究[21]表明，直接回火热处理690 ℃、26 h (post-weld direct tempering，PWDT)的焊缝金属，其低温冲击韧性存在较大离散性，主要原因在于焊缝柱状晶区存在粗大的块状铁素体组织。采取在直接回火热处理之前先进行正火处理的热处理工艺930 ℃、1 h + 690 ℃、26 h (post-weld normalizing tempering，PWNT)时，焊缝金属的组织及晶粒较为均匀，组织转变为块状铁素体和板条贝氏体，焊缝区域的显微硬度波动变小。经PWNT处理的焊缝金属低温冲击功最低值为149 J，最高值达到325 J，总体低温冲击韧性明显高于焊态以及PWDT热处理态焊缝金属，说明PWNT热处理工艺可以有效提升焊缝金属整体的低温冲击韧性。同时，焊后高温正火有助于消除焊缝金属中的脆硬相，并实现晶粒的细化。张敏等[86]通过焊后高温正火处理获得了抗拉强度高于800 MPa、冲击功高于200 J、具有优异强韧性组合的焊缝金属，原因在于高温正火导致的晶粒细化显著提高了其抵抗裂纹扩展的能力。Manugula等[87]和胡杰等[88]均发现980 ℃高温正火+ 760 ℃回火的焊后热处理制度相较于760 ℃、0.5~1.5 h的直接回火可以有效消除焊缝金属的组织不均匀性和脆硬的δ-铁素体，同时，回复与再结晶过程使焊缝金属晶粒显著细化，获得了冲击韧性高于母材的焊缝金属。

当焊缝金属组织为马氏体时，有研究[89]表明，1040 ℃、40 min高温正火 + 760 ℃、2 h回火的焊后热处理消除了C元素的偏聚，使链状碳化物无法发生聚集，减少了链状碳化物引起的应力集中和冲击韧性恶化。仅进行焊后回火处理虽然可以溶解晶界上的碳化物，但并未改变晶界上的C元素偏聚，因此在后续冷却过程中碳化物重新在晶界处形核，导致晶界处碳化物无法消除，冲击韧性恶化。Li等[90]同样指出，正火温度达到1100 ℃时可以完全溶解焊缝金属中粗大的M23C6，从而获得较高的冲击韧性。

总体而言，高温正火对于高强钢焊缝金属强韧性的提升及其波动性的降低具有关键作用，其作用机制的核心在于降低组织不均匀性，实现显微组织的均匀化和细化，同时消除焊缝金属中的粗大晶粒和脆硬相，减少焊缝金属的薄弱区域和临界事件。然而在实际生产中，受实际工件尺寸、形状及加热设备能力的限制，高温正火并非焊后热处理的首选方案，同时针对更为稳定的脆硬相，如粗大的氧化物夹杂等，高温正火的强韧化效果仍需进一步研究。

4.3 调整回火温度和保温时间

回火温度和保温时间主要通过影响焊缝金属中的析出相(如M-A组元和M23C6碳化物)的尺寸，进而优化焊缝金属的冲击韧性。本课题组研究[89]发现，650 ℃、0.5 h的焊后热处理仅仅在焊态的基础上将冲击功提高了不足5 J，然而将回火温度升高到760 ℃后，在不延长保温时间的基础上，冲击功提高到焊态2倍以上；随保温时间延长到6 h，冲击功达到140 J以上，最高达179 J。原因在于碳化物可以在高温回火下发生分解，而较低温度的回火不足以提供足够的能量促进碳化物分解，进而导致冲击功没有明显提升。而在M-A组元方面，本课题组的研究[91]表明，手工电弧焊焊缝金属在焊态下的M-A组元导致了解理裂纹的萌生和扩展，高温回火后M-A组元发生分解，临界事件转变为具有更高裂纹抗力和断裂韧性的细小的M3C，显著提升了焊缝金属的低温断裂韧性。

总之，回火温度和保温时间的调整与预回火的作用机制类似，均通过消除M-A组元和碳化物这两类临界事件提升焊缝金属的强韧性。同时，相较于高温正火和预回火，仅调整回火温度和保温时间在工艺上更为便捷，对设备的要求与操作复杂度大幅降低。但需注意的是，在现有研究的工艺参数范围内，回火热处理消除焊缝金属组织不均匀性和粗大晶粒的效果远不及高温正火。针对消除该类临界事件和薄弱区域的回火工艺参数，仍需进一步研究。

5 结论与展望

5.1 结论

在高强钢焊缝金属强韧性研究领域，合金元素调控、焊接工艺以及焊后热处理优化是提升焊缝金属性能的关键路径，三者相互关联、协同作用，共同推动着高强钢焊接技术的发展和应用。本文从焊材成分、焊接工艺及焊后热处理角度综述了高强钢焊缝金属的强韧化机制。

(1) 合金元素调控。Ni、Si、V、Ti、B等元素通过影响焊缝金属的相变行为、晶粒尺寸及析出相(如残余奥氏体、碳化物、夹杂物)优化组织和性能。如Ni、Si、Ti等合金元素的适当添加可以显著提高焊缝金属的强度和韧性，然而大部分合金元素在过量添加时，会恶化材料韧性。

(2) 焊接工艺的影响。高能量密度、低热量输入的焊接工艺，如激光焊、电子束焊等，通过细化焊缝金属晶粒，改变热影响区热循环过程而显著提高焊缝金属的显微组织均匀性和强韧性，甚至可以获得力学性能高于母材的焊缝金属。传统熔焊需通过调控工艺参数，如低热输入、优化焊接顺序等，抑制晶粒粗化以保证焊缝金属强韧性的协同提升。

(3) 焊后热处理的作用。焊后热处理主要通过影响碳化物和M-A组元影响焊缝金属的韧性，其中可通过预回火分解M-A组元，通过高温正火破碎链状碳化物，通过高温长时回火促进碳化物均匀分布，这些措施均能显著提升焊缝金属的冲击韧性并降低其波动性。

5.2 展望

为全面满足工程应用的需求，推动高强钢焊缝金属强韧性调控的精准化和工程化发展，高强钢焊缝金属的强韧性调控仍有进一步优化的空间，尤其是在保证强韧性协同的基础上，实现疲劳、腐蚀、氢脆等性能与经济性的协同提高。因此，未来研究需聚焦于以下几方面的基础与应用工作。

(1) 在断裂机理方面，通过原位拉伸、中断拉伸等测试技术，研究临界事件和显微组织类型对裂纹形核、起裂、扩展和断裂全过程的影响规律；开发原位及中断Charpy冲击实验技术，揭示极高变形速率下的裂纹形核和扩展行为；进一步研究并改进高强钢焊缝金属的断裂模型和强韧化模型。

(2) 结合高通量实验方法和机器学习技术，调控不同强度高强钢焊缝金属的合金元素配方，揭示多合金元素协同作用机理。

(3) 针对大厚板、大尺寸及复杂形状构件，研发满足强韧性要求的高效焊接方法和焊后热处理制度，探究复杂构件焊接过程中显微组织、缺陷和临界事件的演化规律。

(4) 面向极低温、高压、临氢等极端工况，研究服役环境对高强钢焊缝金属显微组织和强韧性的影响机制，及“环境-组织-性能”微观作用机理。

(5) 开发适配于传统焊接方法和高热输入条件且仍具备优良强韧性的焊接材料。

(6) 进一步探索屈服强度提高到1.5 GPa甚至2 GPa以上的超高强钢焊缝金属的强韧化机理，并开发配套的焊接材料和工艺。

总之，高强钢焊缝金属强韧化的研究和发展需要综合考虑成分设计、焊接工艺、服役安全和经济成本控制等科学技术问题，面向实际工业生产和工程构件服役的综合需求，实现焊接材料、焊接接头、焊接构件与工程装备综合性能的协同发展，加速高强钢和超高强钢的工程应用，为工程机械、海洋工程、能源动力工程等关键领域的服役安全提供坚实保证。

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