受可持续发展、气候变化及轻量化与强度提升等因素驱动，高强度钢（HSS）在现代钢结构中应用广泛。为满足使用需求，研究者正探索高效制备高强高韧HSS的路径，包括新型制造工艺、精准调控合金成分或两者结合。HSS制造工艺主要有轧制（AR）、正火（N）、淬火+回火（Q+T）及热机械轧制（TM），自20世纪70年代Q+T钢种推出后，其屈服强度经多元合金化与工艺优化已提升至1300MPa。

合金元素虽能提高钢材强度与淬透性，但会增加脆性断裂风险，尤其焊接参数不佳时更突出。当前市售填充材料屈服强度仅达1100MPa，因此超高强度特殊钢（HSSS）通常采用15%-20%的强度欠匹配（UM）设计。S960QL作为常见HSSS，广泛应用于工程装备领域，而EN10025-6标准尚未将S1100、S1300等更高强度等级纳入。

HSSS因晶粒结构不均匀，焊接难度较大，热输入是关键影响因素，过高或过低均会影响接头性能。电子束焊接（EBW）因高能量密度等优势，是适配HSSS的优选工艺，但需预热或焊后热处理降低热影响区（HAZ）硬度。本研究聚焦S960QL钢的EBW及局部电子束焊后热处理（LEB-PWHT），通过微观结构与力学性能测试，探究LEB-PWHT的影响，填补相关研究空白，为HSSS焊接工艺优化提供数据支撑。

2.1试验材料

试验基材为S960QL高强度结构钢板材（符合EN 10025-6标准），厚度为12mm。样品沿焊缝长度的几个位置通过手工钨极惰性气体（TIG）焊接进行点焊。基材的化学成分和力学性能分别列于表1和表2中。

S960QL基材的碳当量值为CEV=0.70和CET=0.43（材料合格证）。图1（a）、图1（b）和图1（c）分别展示了S960QL基材（BM）的扫描电子显微镜（SEM）、反极图（IPF）和图像质量（IQ）照片。所收到的S960QL基材的微观结构由淬火马氏体（TM）和贝氏体（B）组成。

2.2焊接试验

1）电子束焊接

使用电子束焊接机对一块12mm厚的板材进行了原位EBW和LEB-PWHT焊接。所使用的S960QL钢板材尺寸为350mm×150mm×12mm，由两块350mm×150mm的板材组成，用于对接焊接（BW）接头。在真空环境中进行EBW，腔室压力为1×10^-5mbar，喷枪压力为1×10^-5mbar。在焊接前，仔细准备接头以避免任何缺陷或错位。接头表面首先用砂纸和钢丝刷机械清洁以去除杂质，然后用丙酮清洗以去除残留颗粒。EBW的优化参数见表3。

在距离焊缝中心1.55mm处测量得到的冷却时间（采用热电偶测量方式）为2.24s，见图2（a）。焊接速度（v）为10mm/s，加速电压（V_a）为140kV，束直径（d_b）为0.3mm，束电流（I_b）为28mA。使用公式（1）计算了线性热输入，其中参数见表3，效率（η=0.9）为0.353kJ/mm。

Q=η（V_a·I_b）/v      （1）

2）局部电子束焊后热处理（LEB-PWHT）

该热处理操作采取了特殊措施。在执行LEB-PWHT时，选定的温度为550℃。根据AWS的规定，淬火和回火钢的最大允许热处理温度为600℃。在钢的热处理过程中，最高保温温度以及在最高保温温度下的保温时间是影响热处理后钢最终力学性能的两个最重要因素。在本研究中，LEB-PWHT的保温时间为10min。LEB-PWHT的热处理周期如图2（b）所示。为了测量全熔透处的加热温度，将热电偶T2和T3焊接在板底部焊缝的两个不同位置上。在LEB-PWHT过程中，样品的移动速度（相当于电子束焊接过程中的焊接速度）为12.5mm/s。LEB-PWHT的详细参数见表4。

对于LEB-PWHT工艺，使用了振荡散焦光束（相对于表面上方的聚焦点，聚焦线上的电流为100mA），其频率为20Hz，加热区域为40mm×40mm，包含200×200个点。LEB-PWHT工艺中的散焦光束电流（I_bf）为640mA。在PWHT过程中，前1200s应用的光束电流为12mA（加速电压为140kV）。接下来的600s电流增加到14mA。从1800s到2600s，电流进一步提高到18mA，这有助于材料更快地达到所需的温度（550℃）。此后，光束电流降低至16mA，以保持约550℃的温度从2600s持续到结束，确保焊接接头在整个热处理过程中保持此温度（保温时间为10min）。因此，在整个过程中，保持时间与光束电流的顺序如下：0-1200s→12mA；1200-1800s→14mA；1800- 2600s→18mA；2600s-结束→16mA。

焊接和PWHT后，对电子束焊接接头的微观结构和力学性能进行了研究。用于进行光学显微镜（OM）和扫描电子显微镜（SEM）观察的试样是通过焊缝的横向截面进行切取的。切取的试样经打磨和抛光。接着，试样用2%的硝酸浸蚀液进行10s的蚀刻处理。使用光学显微镜和扫描电子显微镜进行微观结构检查。使用维氏硬度测试仪进行微硬度测试，加载量为100gm，停留时间为10s，符合EN ISO 9015-2标准。硬度测量在试样顶部边缘下方5mm处进行。按照EN ISO 4136标准，采用最大承载力为600kN的MTS Criterion Model 64型机器对LEB-PWHT接头进行了横向（与焊接方向垂直）拉伸试验。弯曲测试按照EN ISO 5173标准进行。冲击测试则使用LabTest CHK 450J-I机器按照EN ISO 148-1和EN ISO 9016标准进行。分别使用了每种材料的三个试样来进行夏比V型缺口（CVN）冲击测试，测试尺寸为10mm×10mm×55mm，并在-40℃下进行。在焊缝金属上选取试样。

3.1微观结构测试

S960QL材料EBW和PWHT接头的金相截面图观察可知，电子束焊接EBW的焊缝金属微观结构呈现出更细且柱状的特征，这可以从该工艺所涉及的更快冷却速率以及随之而来的更短冷却时间（2.24s）中得到证明。Marcell和Andras研究了Q+T钢（S960QL）的气体金属电弧焊接（GMAW），发现填充层的线能量设置为0.7kJ/mm会导致冷却时间t_8/5的上限为5-6s。柱状晶粒从熔合边界沿与热流平行且相反的方向生长。凝固从靠近母材金属（BM）的熔合边界开始，作为热沉，并由于优先生长机制而向焊缝中心推进，从而形成柱状结构。

图3（a）-图3（f）和图4（a）-图4（f）分别展示了电子束焊接（EBW）和局部电子束-焊后热处理焊接（LEB-PWHT）工艺横截面中焊缝金属、热影响区（HAZ）以及HAZ与基体金属（BM）界面的金相结构。图3（a）和图3（d）显示EBW中的焊缝金属呈现出马氏体结构。而在LEB-PWHT中，图4（a）和图4（d）显示焊缝金属经历了微观结构的回火处理。在热影响区（HAZ）中，图3（b）和图3（e）显示的是具有明显边界的大块板状马氏体结构，而图4（b）和图4（e）则表明经过LEB-PWHT后，HAZ的外观变得更加均匀和细化，这是由于马氏体的回火效应所致。在LEB-PWHT条件下的HAZ与基体金属（BM）的界面，如图4（c）和图4（f）所示，呈现出比EBW更平滑、过渡更不明显的过渡状态，而在图3（c）和图3（f）所示的EBW中，可以看到HAZ与BM之间有明显的边界。

热影响区（HAZ）由四个子区域组成，即粗粒化热影响区（CGHAZ）、细粒化热影响区（FGHAZ）、临界区热影响区（ICHAZ）和亚临界热影响区（SCHAZ）。采用扫描电镜对焊缝金属和CGHAZ的微观结构进行观察。结果表明，电子束焊接（EBW）接头的焊缝金属呈现出马氏体结构，而PWHT焊缝金属与未焊接的微观结构相比，呈现出更均匀的等轴状微观结构。此外，在LEB-PWHT接头的焊缝金属中可以看到碳化物的析出。经过热处理后的CGHAZ的回火微观结构，其主要由碳化物组成。这些碳化物在回火马氏体中非常细小且均匀分布；然而，在板条边界处也可以观察到较粗的碳化物析出。因此，粗大的碳化物会对材料的冲击韧性构成威胁。

图5展示了EBW和LEB-PWHT连接处的FGHAZ和SCHAZ的扫描电子显微镜图像，而图6则展示了在参考点（RP）和碳化物位置（C1和C2）处的SCHAZ中S960QL钢LEB-PWHT接头处的扫描电子显微镜图像及能谱分析结果。可以看出，EBW接头处的CGHAZ的晶粒尺寸大于FGHAZ。在图5中，EBW的FGHAZ明显呈现出马氏体和贝氏体的微观结构，而PWHT的FGHAZ则呈现出马氏体结构，其中碳化物分布细密且晶粒呈等轴状。对于EBW接头而言，SCHAZ的微观结构形态更接近球状，这可归因于亚临界范围的较低温度。然而，在PWHT后，除了粗大的碳化物外，还观察到了更细密分布的碳化物析出，如图6所示。

本研究对S960QLLEB-PWHT接头的焊缝金属、碳化物热影响区（CGHAZ）和碳化物析出区（SCHAZ）的能谱进行了评估。在每个区域的参考点（RP）以及碳化物析出的两个位置（C1和C2）进行了EDS点分析。

3.2硬度测试

对于EBW和LEB-PWHT两种接头，均对焊缝横截面的维氏硬度分布进行了检测。母材（S960QL）微硬度检测380±10HV0.1。沿EBW和LEB-PWHT样品宽度方向测量的焊缝金属的平均硬度值（图7）分别为519±35HV0.1和399±24HV0.1。图7（a）明确显示了LEB-PWHT后硬度值的下降情况，总体平均下降约23%。沿EBW和LEB-PWHT样品宽度方向测量的热影响区（HAZ）的平均硬度值（图7）分别为473±77HV0.1和376±28HV0.1。这表明LEB-PWHT样品的硬度比EBW样品低21%。对于EBW来说，由于焊接热循环后获得的马氏体微观结构，CGHAZ中的硬度值（589HV0.1）高于BM。对于LEB-PWHT来说，最大硬度值出现在FGHAZ（434HV0.1）。图7（b）展示了EBW和LEB-PWHT焊接的平均硬度对比情况。

3.3横向拉伸试验

按照EN ISO 15614-11中规定的最低要求，从EBW和LEB-PWHT接头处各取了两个拉伸测试用试样。施加载荷时的位移速率为0.2mm/min。对这些试样进行磨削和蚀刻处理，以便通过观察焊接金属和热影响区（HAZ）而看到焊接部位的断裂情况。

EBW和LEB-PWHT接头的平均抗拉强度分别为1051MPa和1082MPa。与EBW接头相比，LEB-PWHT接头的抗拉强度提高了3%。这种轻微的抗拉强度提升可能是由于FGHAZ微观结构的细化以及在预热过程中发生的碳化物析出所致。此外，值得注意的是，LEB-PWHT接头的抗拉强度达到了材料证书中给出强度范围的较高端（表2）。

3.4弯曲试验

按照EN ISO 5173标准进行弯曲试验。对EBW和LEB-PWHT的焊缝面抗拉弯试验（FBB）和根部面抗拉弯试验（RBB）进行了2-2试样的测试。弯曲模的直径（100mm）是根据A₅=10%和L=180mm选定的，达到了所需的180°弯曲角度。根据实验观察，测试试样未出现断裂或裂纹。

3.5夏比V型（CVN）冲击测试

按照EN10025-6标准，S960QL钢在-40℃时所需的最低冲击能量为27J。采用夏比V型缺口冲击试验来测量母材保证运行温度下焊接接头的韧性。所研究的母材钢的CVN吸收能量为44J，而EBW焊缝金属的测量值为63J。

夏比V型缺口冲击测试结果表明，LEB-PWHT会导致焊缝金属的平均韧性降低（27J），这一数值约为EB焊接接头韧性（63J）的一半。这种韧性降低归因于焊缝金属微观结构的回火以及碳化物的析出。经过热处理后，CGHAZ表现出一种回火的微观结构，主要由细小、均匀分散的碳化物组成，存在于回火马氏体中。然而，在板条边界处还可以观察到较粗的碳化物析出，这可能会对材料的冲击韧性构成威胁。此外，EBW焊接的焊缝金属冲击测试表明，在所有测试试样中均出现脆性断裂行为，而PWHT焊接的焊缝金属冲击测试则显示为混合模式失效。

1）EBW焊接会使焊缝金属形成马氏体组织，而LEB-PWHT工艺则会在焊缝金属中形成等轴且均匀的晶粒，并伴有碳化物的形成。电子束焊接的CGHAZ主要由马氏体组成，而PWHT中的退火马氏体则包含细小和粗大的碳化物。EBW的FGHAZ呈现马氏体和贝氏体的微观结构，而PWHT的FGHAZ则显示出等轴晶粒并伴有细小分散的碳化物。

2）经过LEB-PWHT工艺后，焊缝金属和热影响区的平均硬度与EBW的焊缝相比有所降低，分别为399±24HV0.1和376± 28HV0.1，而EBW的焊缝分别为519±35HV0.1和473± 77HV0.1。

3）LEB-PWHT接头抗拉强度比EBW提高了3%，并且弯曲试验成功满足了180°弯曲角度的要求，未出现断裂或裂纹。

4）经过LEB-PWHT工艺后，焊接接头的冲击韧性有所下降，这是由于微观结构的退火以及碳化物的析出所致。