Ti微合金化SQ700MCD高强结构用钢在焊接热循环过程中的软化机理研究
700MPa级高强度调质钢板焊接性能研究
ｃ ｏ ｎ ｄｉ ｔ ｉ ｏ ｎｓ ｗｉ ｔ ｈ ＢＨ Ｇ 一４Ｍ ｗｉ ｒ ｅ ａ ｎ ｄ ｒ ｉ ｃ ｈ Ａｒ ｇ ａ ｓ ｓ ｈｉ ｅ ｌ ｄ ｗｅ ｌ ｄ ｉ ｎ ｇ ｐ ｒ ｏ ｃ ｅ ｓ ｓ ，ｗｈｉ ｌ ｅ ｃ ｒ ａ ｃ ｋ ｉ ｎ ｇ ｃ ａ ｎ ａ ｖ ｏ ｉ ｄ ｅ ｄ ｏ ｎ ｔ ｈｅ ｓ ａ ｍｅ ｐ ｌ ａ ｔ ｅ
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含钛微合金钢Q345B焊接热影响区组织及其性能研究
摘要含钛微合金钢是近年来发展迅速、应用广泛的钢种。
钢中钛含量的增加会引起实际生产中板材冲击韧性等性能的不稳现象；钛含量的升高对含钛微合金钢焊接热影响区(HAZ) 的相变行为及性能也存在影响。
本文研究冷却速率对含钛微合金钢Q345B焊接热影响区的组织与性能的影响规律，明确焊接线能量与HAZ组织与性能之间的关系，为含钛微合金钢Q345B焊接工艺的确定提供数据依据。
本文以含钛微合金钢Q345B为研究对象，对不同线能量下含钛微合金钢Q345B中的焊接热影响区的组织以及性能进行研究。
对焊接热影响区中的晶内针状铁素体(IAF)进行研究。
利用高温共聚焦显微镜(CLSM)对HAZ的相变进行原位观察。
本文主要的研究内容和获得的结果如下。
①基于焊接热影响区的实际热循环，使用Gleeble3500模拟了不同线能量下焊接过程中焊接热影响区，通过光学显微镜、扫描电镜获得了不同线能量(冷速)下含钛微合金Q345B焊接热影响区的组织，通过硬度计测试其硬度，并测试获得了不同线能量下HAZ冲击功。
研究表明：组织的规律为：当冷速小于10℃/s时，含钛微合金钢焊接热影响区的组织以粒状贝氏体与晶界铁素体为主。
当冷速为2.5℃/s时，晶内针状铁素体大量产生。
当冷速大于15℃/s时，焊接热影响区的组织以粒状贝氏、下贝氏体、马氏体为主；硬度的规律为：在冷速小于10℃/s时，含钛微合金钢HAZ的组织的硬度变化不大，硬度值在230 HV左右。
当冷速不小于15℃/s时，随着冷速的增加，含钛微合金钢HAZ的组织的硬度线性增加，硬度值大于350 HV；冲击韧性的规律为：随着冷速的提高，冲击功整体上随之得到改善，冲击韧性在2.5℃/s与40℃/s冷速时出现波峰。
当冷速小于10℃/s时，冲击功很低，冲击功小于10 J。
在2.5℃/s冷速时，晶内针状铁素体的生成明显改善HAZ的冲击韧性。
②对含钛微合金钢Q345B中的IAF形成、IAF形核的夹杂物基体、钛含量对夹杂物析出的影响进行研究。
DP1180和S700MC异种高强钢激光焊接接头的组织和性能
DP1180和S700MC异种高强钢激光焊接接头的组织和性能汪杨;王山;刘成杰;黎其俊
【期刊名称】《上海金属》
【年(卷),期】2024(46)2
【摘要】采用激光搭接焊对DP1180和S700MC异种高强钢进行焊接,研究了焊接接头的微观组织和力学性能,并与DP1180同种钢焊接接头进行了对比。
结果表明:DP1180和S700MC异种钢焊缝的横截面呈Y形,而DP1180同种钢焊缝的横截面呈V形;异种钢搭接焊接头的DP1180钢侧热影响区分别出现了软化和硬化现象,而S700MC钢侧热影响区只出现了较为严重的硬化现象,并没有明显的软化现象;在相同的熔宽条件下,DP1180和S700MC异种钢接头的拉剪力明显小于DP1180同种钢接头,但仍高于S700MC钢母材;所有接头的拉伸性能稳定,力学性能良好,并且同种钢和异种钢焊接均可通过增加焊长来提升焊接接头的承载性能。
【总页数】7页(P64-70)
【作者】汪杨;王山;刘成杰;黎其俊
【作者单位】恺博座椅机械部件有限公司;宝山钢铁股份有限公司中央研究院汽车用钢研究所
【正文语种】中文
【中图分类】TG456.7
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1.中温回火对异种高强钢薄板激光拼焊接头组织性能的影响
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Q890/Q550异种钢激光-MAG复合焊接头组织及力学性能的影响3.QP980-DP980异种先进高强钢激光焊接头微观组织及力学性能4.异种高强度车身钢激光焊接接头组织及性能5.B1400HS/DP1180异种钢激光焊接头的组织与性能
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高强韧钛合金Ti700的冲击韧度研究
高强韧钛合金Ti700的冲击韧度研究陈军;赵永庆;曾卫东;曲恒磊;冯亮;李辉【期刊名称】《热加工工艺》【年(卷),期】2005()12【摘要】对Ti700合金在不同热处理制度下的冲击韧度与显微组织之间的关系进行了研究。
结果表明,在其相变点以上的980℃热处理,炉冷可获得高于空冷的冲击韧度,主要是由于炉冷冷却速度慢,魏氏组织中的α片厚度和长度以及晶界α的宽度比空冷组织中的α相大,冲击断裂时,裂纹在α集束和β晶界发生大角度偏转,在α/β相界发生停滞和偏转,使裂纹扩展路径更曲折,因而吸收的能量更多,冲击韧度更高。
相变点以下热处理的冲击试样微裂纹的形核位置主要集中于初生α相界和α/β相界。
915℃处理可获得最高的冲击韧度,而其炉冷可获得高于空冷的冲击韧度,炉冷试样的晶间转变β相内次生α相发生明显宽化,强化效果明显较弱,相对于空冷组织中的次生α相是一种韧性相,当裂纹扩展与之相遇时,要产生塑性变形,消耗较多的能量,从而提高了韧性。
750℃处理的Ti700合金炉冷和空冷的冲击韧度最低,550℃处理直接时效高于750℃处理的冲击韧度,但低于915℃处理的冲击韧度,固溶时效处理的韧性较低。
【总页数】4页(P20-23)【关键词】Ti700钛合金;冲击韧度;裂纹;扩展路径【作者】陈军;赵永庆;曾卫东;曲恒磊;冯亮;李辉【作者单位】西北工业大学;西北有色金属研究院【正文语种】中文【中图分类】TG146.2【相关文献】1.TC4钛合金冲击弯曲韧度KCT的测试 [J], 阚继友;杨伟明;杨凯2.新型低成本钛合金高周疲劳性能和断裂韧度 [J], 商国强;王新南;费跃;李军;祝力伟;朱知寿3.基于强韧度的特种氯丁橡胶使用寿命预测研究 [J], 余超;文庆珍;朱金华;余红伟;王小军4.人参有效物的提取及对头发强韧度效果的研究 [J], 张榕文;蒋日琼;吴雨娟;吴志强;许昌发;韩欢5.退火工艺对Ti700钛合金冲击韧性的影响 [J], 陈军;赵永庆;曾卫东;曲恒磊;冯亮;李辉因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
抗大变形管线钢热影响区软化问题的研究
抗大变形管线钢热影响区软化问题的研究贾璐;刘意春;贾书君;李拔;刘清友【摘要】In order to ascertain the reason for the formation of softening zone in heat affected zone of high-strain pipeline steel in this paper, the welding thermal cycle process of high-strain pipeline steel of X80 grade was studied using welding thermal simulation. The microstructure characteristic, crystallology and impact toughness of the softening zone in heat affected zone was examined by optical microscope, scanning electron microscope, electronbackscattered diffraction ( EBSD) , transmission electron microscopy and impact testing. The results indicated that the softening zonein heat affected zone formed at high temperature tempering zone with a peak temperature of 600～700 ℃, when the microstructure of base materials consisted of ferrite and bainite. At this moment, the microstructure transformed to the coarse ferrite plus tempering bainite with low hardness and the recovery process was accelerated. Then the substructure decreased significantly and the dislocation density reduced dramatically, causing the formation of softening zone. The softening zone has excellent impact toughness. However, the M/A component assembled and coarsened at the intercritical zone of 800 ℃. The percentage of high angle grain boundary was als o decreased, resulting in the lower toughness.%为了研究抗大变形管线钢热影响区出现软化区的具体原因,本文采用焊接热模拟实验研究了X80级抗大变形管线钢的焊接热循环过程,结合金相显微镜、扫描电镜、EBSD、透射电镜和冲击实验,分析了热影响区软化区的组织变化、晶体学特征和冲击韧性.结果表明:当母材组织为多边形铁素体+贝氏体时,焊接热影响区的软化区出现在峰值温度600～700℃的高温回火区,此时组织转变成硬度较低的粗大铁素体+回火贝氏体,并且回复过程加快,组织中亚结构的大幅度减少和位错密度的显著降低是产生软化区的主要原因;软化区的韧性较好,但是在800℃的临界区,M/A组元发生了聚集和粗化,并且大角度晶界比例降低,导致了韧性低谷的出现.【期刊名称】《材料科学与工艺》【年(卷),期】2018(026)003【总页数】8页(P37-44)【关键词】抗大变形管线钢;软化区;焊接热模拟;位错密度;韧性【作者】贾璐;刘意春;贾书君;李拔;刘清友【作者单位】昆明理工大学材料科学与工程学院,昆明650000;钢铁研究总院工程用钢所,北京100065;昆明理工大学材料科学与工程学院,昆明650000;钢铁研究总院工程用钢所,北京100065;钢铁研究总院工程用钢所,北京100065;钢铁研究总院工程用钢所,北京100065【正文语种】中文【中图分类】TG406抗大变形管线钢是高性能管线钢重要的发展方向之一.所谓的大变形钢管是一种适应大位移服役环境的，在拉伸、压缩和弯曲载荷下具有较高极限应变能力和延性断裂抗力的管道材料.在实际生产中，对抗大变形管线钢的设计要求焊缝必须过强匹配，但是经历了热循环之后，在埋弧焊缝热影响区存在晶粒粗化和组织的恶化，而且还有不同程度的软化现象，出现了软化区，这使热影响区的性能与管线钢的性能严重不匹配，成为整个焊接接头最薄弱的部分，制约了X80抗大变形管线钢在工业上的进一步应用[1-4].关于焊接热影响区的软化问题国内外已有报道，Pisarski 研究了不同焊缝强度匹配的高强钢埋弧焊热影响区软化现象,指出高低匹配HAZ硬度较母材均有降低，但高匹配时HAZ最低，其硬度值比低匹配时约高45 HV[5].已有很多学者[6-9]研究了针对单相组织针状铁素体管线钢的软化问题，指出软化区主要出现在粗晶区和细晶区，而对于组织特征为双相的抗大变形管线钢热影响区出现软化区的研究还鲜有报导.本文通过焊接热模拟实验，采用扫描电镜、EBSD和透射电镜等对抗大变形管线钢热影响区的微观组织进行了表征和分析，研究了软化区的韧性，最后阐明了软化区的形成原因.1 实验采用首钢生产的X80级抗大变形管线钢钢板，供货状态为热轧态.实验钢的母材组织如图1所示，由多边形铁素体和贝氏体组成，制管后的显微硬度为260 HV，-10 ℃的夏比冲击功为253 J.实验钢的化学成分列于表1.通过Thermo-Calc热力学软件计算出Ac1和Ac3温度分别为720和880 ℃.图1 实验钢母材组织Fig.1 Microstructure of base metal of experimental steel表1 实验用钢化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical composition of experimental steel (wt./%) CMoSiNiMnCrPSNb，V，Ti0．060．0010．290．251．880．220．080．001<0．1焊接热模拟试验在Gleeble-3500试验机上进行，热模拟试样的尺寸为55mm×10 mm×10 mm.热模拟工艺参数如图2所示，峰值温度分别为400、500、600、700、800、900、1 000、1 100、1 200、1 300 ℃，将t8/3的时间固定为25 s，加热速度为100 ℃/s，峰值停留时间为1 s.热模拟后的试样在Olmpusext3100金相显微镜、Hitachis3400N扫描电镜、Oxford Nordlys F+和H-800透射电镜上进行微观组织观察和表征.采用INSTRON TUKON 2100型字式显微硬度计测量各峰值温度下实验钢的显微硬度.按照《GB/T 2975—1998钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备标准》，夏比冲击试样取自钢板宽度1/4处横向，试样缺口垂直于钢板轧制表面，试样表面和钢板表面距离小于2 mm，冲击试样采用10 mm×10 mm×55 mm规格夏比V型缺口试样.随后，按照GB/T 229—2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法标准》，在ZBC2752-B型摆锤式冲击试验机上进行-10°的夏比冲击实验.图2 焊接热模拟工艺图Fig.2 Process diagram of welding hot simulation2 结果与分析2.1 热模拟热影响区的组织和显微硬度实验钢不同峰值温度下的金相组织如图3所示.由图3可以看出：峰值温度为1 300 ℃时,实验钢是典型的粗晶区组织，主要由贝氏体铁素体和部分粒状贝氏体组成，由于粗晶区重新经历了奥氏体化过程，且高温下奥氏体稳定性高，因此冷却后以贝氏体铁素体为主，见图3(a)；峰值温度1 100 ℃时，奥氏体稳定性降低，显微组织转变成粒状贝氏体并含有少量贝氏体铁素体，但是在金相照片下贝氏体铁素体的板条形貌不能清楚辨认，见图3(b)；随着峰值温度降低到1 000 ℃的细晶区(图3(c))，组织转变成粒状贝氏体+部分针状铁素体，该区域在焊接热循环的过程中被加热到刚过Ac3的温度范围，虽然完成了全部的奥氏体化，但是此时的奥氏体稳定性不足，晶粒尺寸较小，在冷却时的相变温度较高，因此组织以高温相变的细小粒状贝氏体为主，同时，由于此时晶界不规则，有利于针状铁素体在晶界处形核长大.当峰值温度进一步降低到800 ℃则进入了临界区，它的温度通常在Ac1～Ac3，因此只有部分组织沿着晶界向晶内发生奥氏体化，而其余未发生奥氏体化的部分会在高温的作用下发生回复导致亚结构粗化，冷却后的组织由相变重结晶组织和高温回复组织混合组成.本实验的母材组织为铁素体+贝氏体，在升温到该区域时，由于铁素体热稳定性比贝氏体低而先发生奥氏体化过程，贝氏体则发生高温回复过程，冷却后生成准多边形铁素体和回火贝氏体的混合组织，见图3(d).当峰值温度为600和700 ℃时(图3(e)和(f))，即为回火区，该区域在热循环过程中没有发生奥氏体化，所以显微组织表面上仍然是铁素体+贝氏体，只是整体上700 ℃时的组织较600 ℃时发生了明显的粗化长大，但是其组织内部将会发生回复甚至再结晶过程.在不同峰值温度下，实验钢的焊接热影响区显微硬度变化规律如图4所示，可以明显看到，在600～700 ℃高温回火区出现了明显的软化区.相对应的不同峰值温度的SEM照片见图5.与图3的金相组织相比，粗晶区中(图5(a)和(b))无论是贝氏体铁素体晶内的板条束还是粒状贝氏体中的颗粒状M/A组元都更容易分辨，在细晶区和临界区的M/A组元形貌也比金相组织更清晰直观，尤其可以观察到临界区中大量M/A组元密集分布勾勒出晶界形貌(图5(c)和(d)).图3 不同峰值温度下试样的金相组织Fig.3 Metallographic microstructure of sample at different peak temperatures图4 不同峰值温度的平均显微硬度Fig.4 Average microhardness at different peak temperatures通常，管线钢中的主要组织为多边形铁素体、准多边形铁素体、针状铁素体、粒状贝氏体和贝氏体铁素体，它们的显微硬度依次增大[10].随着峰值温度的降低，实验钢的组织依次为贝氏体铁素体+少量粒状贝氏体(1 300 ℃)、粒状贝氏体+少量贝氏体铁素体(1 100 ℃)、细晶粒状贝氏体+部分针状铁素体(1 000 ℃)、准多边形铁素体+回火贝氏体(800 ℃)、多边形铁素体+回火贝氏体(600～700 ℃)，因此显微硬度也依次降低.然而，在400 ℃的低温回火区，回复作用并不明显，所以硬度并没有显著降低.最终，在高温回火区形成了软化区.综合以上分析可知，经过焊接热循环后，在高温回火区，组织转变成硬度较低的粗大铁素体加回火贝氏体是导致该峰值温度下出现软化的一个重要原因.图5 不同峰值温度下试样的SEM照片Fig.5 SEM images of sample at different peak temperatures2.2 软化区形成原因分析通常，多晶材料中晶粒和亚晶粒的取向不同，所以各个晶粒塑性变形开始的先后不同，这时晶界和亚晶界的存在将使界面处弹性变形和塑性变形不协调，从而在这些界面处诱发应力集中以维持两晶粒或亚晶粒在界面处的连续性，这会在晶界或亚晶界附近引起二次滑移导致位错迅速增值，最终形成加工硬化微区使强度和硬度升高[11].因此，组织中亚结构的变化会对材料的硬度产生影响.图6给出了实验钢各峰值温度的亚晶界图，这里的亚晶界(即小角度晶界)是通过相邻亚晶粒间的取向差和不同的颜色来区分统计的.图6 亚晶界图：(a)400 ℃(低温回火区)；(b)600 ℃(高温回火区)；(c)800 ℃(临界区)；(d)1 000 ℃(细晶区)；(e)峰值温度与小角度晶界的关系；(f)峰值温度与亚晶界的关系Fig.6 Sub-grain boundary maps: (a) 400 ℃ (low temperature tempering zone); (b) 600 ℃ (high temperature tempering zone); (c) 800 ℃(intercritical zone); (d) 1 000 ℃ (fine grain zone); (e) relationship between peak temperature and subgrain boundary; (f) relationship between peak temperature and low angle grain boundary如图6(a)～(d)所示，取向差2°～5°的亚晶界用蓝色表示，取向差5°～10°的亚晶界用绿色表示，取向差10°～15°的亚晶界用粉色表示.同时，图6(e)～(f)给出了峰值温度与小角度晶界以及小角度晶界所包含的不同取向差范围亚晶界的关系，可以看出，两者总体变化趋势相同，其中2°～5°的亚晶界在3种范围中所占的比例最高，这可能是由于高温下位错的回复过程很容易发生，因此生成了大量具有小取向差的亚结构;而取向差10°～15°的亚晶界在高温回火区出现了低谷，在其他3个区则相差不大，这主要是因为在高温回火区，亚晶粒逐渐长大，那些具有较大取向差的亚晶粒移动，最后形成了大角度晶界(取向差>15°).随着峰值温度继续升高，到800 ℃临界区时，部分组织发生了相变重结晶生成了针状铁素体，其含有较多小取向差的亚结构[11-12]，因此2°～5°亚晶界的比例显著升高.当峰值温度达到1 000 ℃时，冷却后组织发生了完全的相变重结晶，晶粒趋于等轴状，相应的亚晶界也近似于均匀分布.根据上述可知，在各个峰值温度亚结构的变化与显微硬度的变化趋势基本相同，由此可知，在高温回火区亚结构的减少也是软化区形成的原因之一.图7是实验钢不同峰值温度的局部取向差分布图，它是用颜色的变化来表征晶粒内部小于5°的取向差含量与分布.由图7可见，各峰值温度下晶粒内的局部取向差为1°～2°.而晶粒内小于5°的取向差除了可以反映局部应力集中的程度，还可以反应位错聚集的程度[12-13]，因此，可以借助局部取向差分布图来间接表征位错密度的变化情况.图7 局部取向差分布图：(a)400 ℃(低温回火区)；(b)600 ℃(高温回火区)；(c)800 ℃(临界区)；(d)1 000 ℃(细晶区)Fig.7 Local misorientation distribution maps: (a)400 ℃ (low temperature tempering zone); (b) 600 ℃ (high temperature tempering zone); (c) 800 ℃ (intercritical zone); (d) 1 000 ℃ (fine grain zone)此外，式(1)给出了金属材料的强度与位错密度的关系：(1)式中：σo为材料基础强度，α为与晶体结构相关的常数，G室温下钢的切变模量，b为柏氏矢量，ρ为位错密度.由式(1)可知，组织中位错密度越高，则材料的强度越高，相应的硬度也越高.从600 ℃开始，组织发生明显的回复过程，铁素体中位错胞内的位错线逐渐消失，晶体中的位错密度降低，余下的位错通过重新排列而形成新的亚晶粒，随着回火温度继续升高，亚晶粗化长大，逐渐形成大角度晶界，位错密度进一步降低.比较图7(a)、(b)、(c)和(d)可知，在高温回火区时，组织中的位错密度显著降低，由此表明，位错密度的大幅度减少也是导致热影响区出现软化区的一个重要原因.图7借助EBSD的局部取向差分布图，间接表征了在不同峰值温度下组织中位错密度的变化.通过透射电镜可以更直观地观察组织中位错的变化，如图8所示，比较之下可知，在回火温度不高时(图8(a))，回复过程不明显，组织中仍然含有较高的位错密度.而在高温回火区(图8(b))的位错密度则显著降低，并且伴有粗化的第二相颗粒.同时，在高温回火区和临界区(图8(c))都观察到了位错聚集缠结形成的亚晶界，说明组织发生了明显的回复过程.在1 000 ℃的细晶区(图8(d))，可以观察到细小的针状铁素体含有高位错密度和亚结构.结合EBSD和透射电镜的分析可知，本实验中，当热模拟的峰值温度升高到高温回火区时，组织的回复过程加剧，晶体中的亚结构减少，同时位错密度大幅度降低，最终导致在该区域形成了软化区.图8 透射电镜照片：(a)400 ℃(低温回火区)；(b)600 ℃(高温回火区)；(c)800 ℃(临界区)；(d)1 000 ℃(细晶区)Fig.8 TEM pictures: (a) 400 ℃ (low temperature tempering zone); (b) 600 ℃ (high temperature tempering zone); (c) 800 ℃ (intercritical zone); (d) 1 000 ℃ (fine grain zone)2.3 软化区韧性分析图9(a)给出了实验钢热影响区峰值温度与冲击韧性的关系曲线.由图9可见，软化区韧性较好，而在800 ℃的临界区出现了韧性低谷.有研究指出[14-15]，在裂纹扩展传播过程中，会在大角晶界处发生偏转，即大角度晶界会阻碍裂纹的传播，所以组织中含有较多大角度晶界会提高钢的韧性.因此，统计了不同峰值温度下大角度晶界在组织中所占的比例，如图9(b)所示，在800 ℃时组织中的大角度晶界比例最低，由此可知，临界区大角度晶界比例的大幅度降低是产生韧性低谷的原因之一.有关研究指出[16]，热影响区中M/A组元的粗化会显著恶化钢的韧性，因此，研究了800 ℃的M/A组元的分布和形态，如图10所示.图10(a)统计了该温度下M/A组元的体积分数，约为18.6%，可以看出，该区域的M/A组元不但发生了粗化(图10(c))，而且还出现了显著的偏聚(图10(b)).图9 不同峰值温度的冲击韧性(a)和大角度晶界所占的比例(b)Fig.9 Impact toughness (a) and percentage of large angle grain boundaries (b) at different peak temperatures当M/A中的马氏体发生相变时会产生体积膨胀，使M/A组元的周围存在残余应力，并且M/A组元硬度要明显高于周围基体，从而在变形过程中使其周围产生应力集中.当多个M/A组元集中分布或距离较近时，它们的应力场会相互叠加产生更大的应力集中，这会导致微裂纹的萌生和扩展更加容易，从而破坏钢的韧性.图10(d)给出了粗大M/A组元TEM照片，可以看到部分马氏体板条和残余奥氏体呈交替分布.根据Griffith理论，临界解理应力与临界裂纹长度对应关系如式(2)：(2)式中：σc为临界解理应力，E为杨氏模量，γp为微裂纹有效表面能，υ为泊松比，d为临界裂纹长度.Lan等[16]研究指出，M/A组元能够诱发解理裂纹形核，解理裂纹形核尺寸等于M/A组元的宽度.分析公式可得，M/A组元的尺寸越大，则解理裂纹形核所需临界应力越小，解理微裂纹越易于在M/A组元处形核，从而产生微裂纹.因此，在800 ℃出现韧性低谷的另一个主要原因是该温度下M/A组元的聚集和粗化.图10 峰值温度为800 ℃时的M/A组元:(a) 较小放大倍数下的SEM照片；(b)M/A组元偏聚;(c) 大尺寸M/A组元；(d) 大尺寸M/A组元的TEM照片Fig.10 M/A component of peak temperature at 800 ℃: (a) SEM image under smaller magnification; (b) M/A component assembled; (c) M/A component coarsened; (d) TEM image of M/A component coarsened3 结论1)本实验条件下，母材组织为铁素体加贝氏体的抗大变形管线钢，在焊接热影响区的高温回火区(600～700 ℃)出现了软化区.2)软化区形成的主要原因如下：一方面，在高温回火区形成的粗大铁素体+回火贝氏体组织显微硬度较低；另一方面，在该峰值温度范围回复过程显著加快，导致亚结构大幅度减少，同时位错密度也显著降低.3)本实验中，在峰值温度为800 ℃的临界区出现了韧性低谷，韧性降低的主要原因是该区域的M/A组元发生了粗化和聚集，同时大角度晶界的比例降低.参考文献：[1] 潘家华.全球能源变换及管线钢的发展趋势[J].焊管,2008,31(1):9-11．PAN Jiahua. Global energy transformation and development trend of pipeline steel [J]. Welded Pipe, 2008, 31(1):9-11.[2] FENG Lianyong, LI Junchen, PANG Xiongqi, et al. Peak oil models forecast China′s oil supply, demand [J]. Oil & Gas Journal, 2008, 14: 43-47.[3] TUBB R. 2014 Worldwide construction report[J]. Pipeline & Gas Journal, 2014, 241(11):1-6.[4] 王红菊,祝悫智,张延萍.全球油气管道建设概况[J]. 油气储运,2015,34(1):15-18. WANG Hongju, ZHU Yizhi, ZHANG Yanping. Overview of global oil and gas pipeline construction[J]. Oil & Gas Storage and Transportation,2015,34(1):15-18.[5] LI Jie, SHI Kai, ZHOU Yong, et al. Research on the softening phenomena of HAZ in welded joint of coiled tubing [J]. Transactions ofJWRI,2011(Special Issue):115-117.[6] 陈延清,杜则裕,许良红. X80管线钢焊接热影响区组织和性能分析[J].焊接学报,2010,31(5):101-104.CHEN Yanqing, DU Zeyu, XU Lianghong. Microstructure and mechanical properties of heat affected zone for X80 pipeline steel[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2010,31(5):101-104.[7] 胡美娟，王鹏，韩新利，等. X80级抗大变形管线钢焊接粗晶区的组织和性能[J].焊接学报,2012,33(9):93-96.HU Meijuan,WANG Peng, HAN Xinli, et al. The microstructure andproperties of coarse crained heat affected zone for X80 high deformability pipeline steel[J].Transactions of the China WeldingInstitution,2012,33(9):93-96.[8] GAO Aiming, MISRA R D K, LIU Jibin, et al. An analysis of the microstructure of the heat-affected zone of an ultra-low carbon and niobium-bearing acicular ferrite steel using EBSD and its relationship to mechanical properties[J].Materials Science andEngineering,2010,527(23):6440-6448.[9] HU Jun, DU Linxiu, XIE Hui, et al. Effect of weld peak temperature on the microstructure, hardness,and transformation kinetics of simulated heat affected zone of hot rolled ultra-low carbon high strength Ti-Mo ferritic steel[J].Materials & Design 2014,60:302-309.[10] CHEN Y L,WANG Y, ZHAO A M. Precipitation of AlN and MnS in low carbon aluminium-killed steel[J]. 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高强微合金钢连铸板坯角部横裂纹形成机理及控制技术研究
高强微合金钢连铸板坯角部横裂纹是一种常见的缺陷，其形成机理涉及多个因素。
理解这些因素并采取相应的控制技术对于改善板坯质量至关重要。
以下是可能涉及到的一些因素和控制技术：形成机理：1. 温度梯度：过大的温度梯度容易导致板坯表面和内部的温度差异过大，从而引发横裂纹。
2. 结晶器振动：过大的结晶器振动可能导致板坯结晶不均匀，增加裂纹的发生概率。
3. 结晶器冷却水流量分布：不均匀的冷却水流量分布可能导致板坯冷却不均匀，加剧横裂纹的发生。
4. 结晶器冷却水温度：过低的冷却水温度可能导致板坯冷却过快，增加内部应力，导致横裂纹。
5. 板坯浇注速度：过高的浇注速度可能导致板坯表面快速凝固，增加内部应力。
6. 结晶器润滑液体位：不合适的润滑液体位可能导致板坯表面和内部的润滑不均匀，影响结晶和冷却。
控制技术：1. 优化结晶器设计：合理设计结晶器，包括结晶器的振动控制系统、冷却水流量分布系统等，以确保结晶过程均匀。
2. 温度梯度控制：通过控制板坯表面和内部的温度梯度，减小不均匀的温度分布。
3. 控制板坯浇注速度：调整浇注速度，避免过快导致板坯表面过早凝固。
4. 优化结晶器冷却水系统：调整冷却水流量分布，确保均匀冷却。
5. 温度在线监测：使用温度在线监测系统，实时了解板坯的温度情况，及时调整工艺参数。
6. 结晶器振动控制：控制结晶器振动，避免过大的振动影响板坯结晶均匀性。
7. 冷却水温度控制：调整冷却水温度，防止过低的温度引发板坯内部应力。
8. 板坯表面润滑控制：控制润滑液体位，确保板坯表面润滑均匀。
综合运用上述控制技术，可以有效减少高强微合金钢连铸板坯角部横裂纹的发生，提高板坯的质量。
这些控制技术需要根据具体情况进行合理调整和组合，同时，科学可行的实验和模拟也是研究和改进的重要手段。
AG700焊接研究--11-1(725所)
ER50-6 CHW-70C CHW-80C CHW707Ni CHW757Ni
685 785 820 700 750
97,106,100 101 66,46,52 54 78,52,70 67 42,48,40 43 60,51,48 53
45,34,37 42 30,60,54 48 53,76,78 69 34,35,50 40 42,33,30 35
CHW-80C
CHW707Ni CHW757Ni
0.088
0.056 0.058
0.514
0.24 0.12
1.75
1.36 1.50
0.27
0.586 0.021
2.293
1.828 2.501
0.561
0.283 0.542
－
V:0.0 04 V:0.0 07
670
630 670
855
720 775
AG700MC钢焊接性评价 及焊材匹配性研究
中国船舶重工集团公司第七二五研究所
一、研究背景
• AG700MC钢是屈服强度为700MPa级高强度汽车 大梁钢，是安阳钢铁股份有限公司针对汽车用钢 轻量化要求而研制的新钢种，主要用于汽车纵、 横梁、汽车车厢等，可使汽车减重40％左右。 • 据钢厂反映，部分汽车制造厂在使用过程中发现， 该钢经焊接后存在焊接裂纹、低应力破坏等情况， 希望我所开展焊接性试验，对该钢种焊接性作出 评价，并对该钢的焊材及焊接工艺提出指导性意 见。
二、研究内容
1、焊接材料选材试验研究 2、优选焊材焊接AG700MC钢焊接接头性能
研究
1、焊接材料选材试验研究
1.1 试验焊材 天津金桥ER50-6焊丝（Φ1.0mm）， 四川大西洋CHW-70C（Φ1.2mm）、 CHW-80C（Φ1.2mm）焊丝 CHW707Ni（Φ3.2mm）、 CHW757Ni（Φ4.0mm）焊条。
700MPa级低碳贝氏体钢的热处理工艺研究
700MPa级低碳贝氏体钢的热处理工艺研究康永林;陈庆军;王克鲁;孙浩;于浩【期刊名称】《材料热处理学报》【年(卷),期】2005(26)3【摘要】采用扫描电镜、透射电镜等方法研究了不同回火温度对70 0MPa级贝氏体钢组织性能的影响。
结果表明,回火温度对钢的屈服强度的影响明显,而对抗拉强度的影响较小。
回火温度为6 0 0℃时的屈服强度比未热处理的增加1 2 7MPa ,同时随着回火温度的增加,屈强比提高。
热处理前的贝氏体板条比热处理后的细小,热处理前的析出物主要是尺寸为4 0～6 0nm之间的(Nb ,Ti) (C ,N) ,热处理后的析出物主要是1 0nm以下的(Nb ,Ti) (C ,N)以及2 0～4 0nm的εCu。
【总页数】4页(P96-99)【关键词】回火温度;组织;性能;贝氏体;析出【作者】康永林;陈庆军;王克鲁;孙浩;于浩【作者单位】北京科技大学材料科学与工程学院;济南钢铁集团总公司【正文语种】中文【中图分类】TG142.1;TG156.5【相关文献】1.TMCP工艺生产40mm厚700MPa级低碳贝氏体钢试验研究 [J], 姚文献;康永林;韦弦;于爱民2.轧制工艺对700MPa级低碳贝氏体钢组织性能的影响 [J], 于爱民;孙斌;李静宇;李力;李娜3.采用TMCP工艺生产700MPa级低碳贝氏体钢 [J], 于爱民4.微合金元素对700MPa级低碳贝氏体钢组织与性能的影响 [J], 曹慧泉;颜慧成;夏政海;罗登;李广敏;仇圣桃5.冷却制度对700MPa级低碳贝氏体钢组织与性能的影响 [J], 王克鲁;鲁世强;李鑫;郑海忠;董显娟;杨化娟因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
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Ti微合金化SQ700MCD钢在焊接热循环过程中的软化机理张楠, 董现春, 张熹, 陈延清, 章军(首钢技术研究院用户技术研究所，北京 100041)摘 要：本文针对Ti微合金化SQ700MCD高强钢焊接热影响区（HAZ）的软化机理进行了研究。
采用显微组织分析与析出相萃取复型技术相结合，考察了母材及热模拟粗晶热影响区（CGHAZ）的组织形态与第二相粒子的溶解再析出行为。
结果表明：随着焊接热输入的增大，CGHAZ显微组织由以板条状马氏体为主，逐渐向粒状贝氏体为主转变；母材中的粒子为含有Ti，Nb的碳氮化物，平均尺寸在10nm以下且弥散分布；经模拟焊接热循环后，CGHAZ中绝大部分碳氮化合物粒子发生了回溶现象，但在冷却过程中，未完全回溶粒子的尺寸随着t8/5时间的延长而增大，粒子的形状由母材中的方形变为圆形。
关键词：微合金化，第二相粒子，焊接，CGHAZ，软化中图法分类号：TG142.1; TG156.1文献标识码：ASoftening Mechanism of Ti Microalloyed SQ700MCD Steel During Welding Thermal CyclingZHANG Nan, DONG Xian-chun, ZHANG Xi, CHEN Yan-qing, ZHANG Jun （Application Technology Dept. , ShouGang Research Institute of Technology, Beijing 100041, China）Abstract: The softening mechanism of the heat affected zone in weld SQ700MCD, a Ti microalloyed high strength steel, is presented in this paper. Both of microstructure analysis and the carbon extraction replica technology are used and welding thermal simulation were performed to analyze the behavior of dissolution and reprecipitation of the second phase particles in parent metal and simulated coarse grain heat affected zone (CGHAZ). The results indicated that the microstructure in CGHAZ, with the increasing of heat input, was transformed gradually from lath martensite to granular bainite; Carbonitride particles in the parent metal contained the component of Ti and Nb, which average size were less than 10nm and distributed uniformly. Most of those particles in CGHAZ dissolved after the simulated welding thermal cycling. However, the size of remanent particles under the high temperature increased along with t8/5 during the cooling process and in the same time, the shape of particles changed from cubic to circular.KEY WORDS: microalloyed, second phase particle, welding, CGHAZ, softening普通低合金工程机械用钢焊接时存在的最大的问题是，焊接粗晶热影响区（CGHAZ）的奥氏体晶粒严重长大，致使该区域硬度和韧性严重降低。
在工程机械行业中，为保证使用性和安全性，要求焊接接头具有一定的强度的同时兼备一定的韧性。
Ti，V，Nb等元素的加入可使钢中形成碳氮化合物粒子，这些第二相粒子在起到细晶强化效果的同时，又可阻碍焊接热循环过程中焊接热影响区（HAZ）的奥氏体晶粒长大，对CGHAZ 的强韧性具有一定的改善作用[1, 2]。
但是，HAZ 强韧性的改善除了取决于母材中第二相粒子的数量、尺寸以及存在形式以外，还取决于钢板的轧制工艺、组织形态和第二相粒子在焊接热循环过程中的行为特点[2, 3]。
首钢Ti微合金化SQ700MCD高强钢超细组织和优良的力学性能需借助优化后的TMCP工艺流程，但在焊接后，HAZ软化程度明显，这对于钢材的整体性能常常是不利的。
本文利用金相组织分析与析出相萃取复型TEM分析相结合的方法，对该钢种的母材及模拟粗晶区中的组织形态、第二相粒子的尺寸、数量及成分进行研究，重点分析这些第二相粒子在焊接热循环过程中的变化规律，找到CGHAZ软化原因。
这对于深入研究焊接粗晶热影响区的组织及性能具有重要意义。
表1 SQ700MCD化学成分/wt%Tab.1 Chemical compositions of SQ700MCD tested /wt%C Si Mn Ni Mo Ti Nb V N Cr+Cu+BP+S ≤0.07 ≤0.08 ≤1.80 ≤0.01 ≤0.15 ≤0.11 ≤0.05 ≤0.01 ≤0.01 ≤0.04 微量表2 焊丝化学成分/wt%Tab.2 Chemical compositions of welding wire tested /wt%C Si Mn P S Ni Mo Al Ti Cu V Cr Zr0.09 0.57 1.56 0.010 0.013 1.350.250.0040.0030.007 0.085 0.250.003表 3 接头的焊接工艺参数Tab.3 Welding parameters焊道位置电流 /A 电压 /V 焊接速度 /mm/s 干伸长 /mm t8/5（实测值）/s打底填充130-150180-20021-2324-255.5815157.229.5表 4 模拟焊接热循环参数Tab.4 Parameters of simulated welding thermal cycling一次热循环二次热循环编号峰值温度Tm(℃) 升温速度(℃/s)保温时间tm(s)t8/5(s)峰值温度Tm(℃)升温速度(℃/s)保温时间tm(s)t8/5(s)1 1350 1502 7 - - - -2 1350 150 2 30 - - - -3 1350 150 2 10 950 150 2 101、实验方法SQ700MCD为Ti微合金化低碳高强钢，采用TMCP工艺生产的化学成分如表1所示。
实验工艺参数的制定参考了SQ700MCD用户的实际焊接生产工艺，8mm厚的板采用V型坡口，1mm钝边。
应用熔化极80%Ar+20%CO2混合气体保护焊进行焊接试验；填充用CARBOFIL NiMoCr焊丝的化学成分如表2所示。
实测打底焊缝冷却时间t8/5（在800-500℃）为7.2s，填充焊缝的t8/5为29.5s。
焊接接头的工艺参数如表3所示。
热影响区的软化程度的测定采取堆焊接头形式，依据JIS Z 3101《焊接热影响区最高硬度试验方法》确定。
硬度测定点如见图1所示。
采用Gleeble2000热模拟试验机模拟气体保护焊线能量下的焊接热粗晶区，便于分析软化机理。
模拟试样尺寸8mm×10mm×90mm。
试验参图 1 热影响区硬度测定点示意图Fig.1 Diagram showing HAZ hardness measurement数见表4。
萃取复型所选用的试样分别选自模拟试样均温区的中心部位和母材。
试样萃取碳膜的制备步骤为：线切割→打磨→抛光→5%的硝酸酒精溶液侵蚀→超声波清洗→喷碳约200nm厚→划成2mm×2mm网格后在2%的硝酸酒精溶液里电解剥离→捞膜→晾干→观测。
采用JEM-2100F型透射电镜（TEM）对粒子尺寸、物相、形貌及数量进行分析，应用能谱分析仪（EDS ）定性分析粒子成分。
粒子尺寸和数量的确定采取相同倍下随机选取多于10个不同的视野进行统计的原则。
图 2 母材第二相粒子形貌(a)、能谱(b)及衍射花样(c) Fig.2 TEM image (a) of the second phase particles, EDS (b) and EDP (c) of corresponding particle shown in Fig.1(a)2、实验结果2.1 母材中的第二相粒子由图2(a)TEM 影像所示，母材粒子接近方形，平均尺寸小于10nm ，且均匀分布于整个基体。
不同粒子尺寸所占百分比的统计结果参见图3，图中所有粒子平均尺寸约10nm ，最小尺寸仅3nm 。
图2(b)为图2(a)指定位置的能谱分析，结果表明：粒子中含有较高含量的Ti 和微量的Nb ，图中相当数量的Cu 元素来自于Cu 网，故可定性说明这些粒子为含有以上两种元素的复合粒子。
结合图2(c)的衍射花样可知：该类型粒子具有FCC 结构，点阵常数为0.429nm ，介于TiC 与TiN 的点阵常数之间，因此可判定这些粒子为(Ti, Nb)(C, N)。
(a)(b)图 3 母材中粒子的尺寸分布Fig.3 Particle size distribution in parent metal(c)图 4 焊接热影响区硬度分布图 Fig.4 Micro-hardness distribution of HAZ(a) (b)(a)打底焊道； (b)填充焊道 图 5 粗晶热影响区组织形貌 Fig.5 Optical microstructure of CGHAZ2.2 HAZ 软化程度评定及显微组织观察采用维氏硬度计，在堆焊接头的横截面上进行硬度测试。
测试线相切于焊根部位，每间隔0.5mm 打一个硬度点。
测量结果见图4所示。
一般认为，把HAZ 硬度值低于0.9H P (H P 为母材的平均硬度)的宽度作为软化区宽度。
由硬度测量点的位置和结果可以看出，打底焊道和填充焊道的软点硬度值分别为母材硬度平均值的83%和72%，软化宽度分别为3mm 和4.5mm ，焊接接头软化最为严重的区域为粗晶热影响区。