安同邦，鄭慶，張永林，梁亮，朱彥潔，彭云

(1.鋼鐵研究總院,焊接研究所,北京,100081；2.湖南華菱漣源鋼鐵有限公司技術(shù)中心,婁底,417009)

0 序言

近年來(lái)，基于低碳環(huán)保，節(jié)能減排以及焊接結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)的輕量化、大型化等要求，工程機(jī)械、海洋工程、石油化工、壓力容器等工業(yè)領(lǐng)域?qū)? 000 MPa級(jí)以上低合金高強(qiáng)鋼的需求不斷增大[1-3].焊接是低合金高強(qiáng)鋼結(jié)構(gòu)的主要加工方式，低合金高強(qiáng)鋼焊接接頭的質(zhì)量直接決定著焊接結(jié)構(gòu)的性能和使用可靠性，但隨著低合金高強(qiáng)鋼強(qiáng)度的提高通常伴隨鋼中C 及合金元素含量的升高，這將導(dǎo)致其焊接工藝窗口縮小、冷裂傾向增大及焊接性變差等應(yīng)用問(wèn)題[4].焊接性和抗裂性已成為影響低合金高強(qiáng)鋼焊接結(jié)構(gòu)性能的關(guān)鍵因素，深入研究低合金高強(qiáng)鋼的冷裂敏感性具有重要的工程應(yīng)用和理論價(jià)值[5].

1 000 MPa 級(jí)以上低合金高強(qiáng)鋼通常采用熱機(jī)械處理技術(shù)(thermo-mechanical controlled process，TMCP)+調(diào)質(zhì)處理獲得強(qiáng)韌性匹配良好的回火馬氏體組織，但該類(lèi)鋼在焊接過(guò)程中由于受到焊接加熱溫度高、高溫停留時(shí)間短、加熱和冷卻速度快等熱循環(huán)的影響，使其靠近焊縫的粗晶熱影響區(qū)(coarse grained heat affected zone，CGHAZ)處于過(guò)熱狀態(tài)，導(dǎo)致奧氏體晶粒粗化和組織粗大，往往成為焊接接頭中裂紋的萌生點(diǎn)和最薄弱的區(qū)域，嚴(yán)重降低焊接接頭的整體性能[1].采用焊接熱模擬方法繪制連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(simulated heat-affectedzone continuous cooling transformation curve，SHCCT) 可反映試驗(yàn)鋼在焊接熱循環(huán)作用下的組織轉(zhuǎn)變過(guò)程，探討和掌握其粗晶熱影響區(qū)的相變組織和性能變化規(guī)律[4-5].另外，對(duì)于低合金高強(qiáng)鋼，通常采用焊接冷卻時(shí)間t8/5(800 ℃到500 ℃的冷卻時(shí)間)來(lái)衡量高強(qiáng)鋼焊接冷卻速度的快慢.在實(shí)際應(yīng)用過(guò)程中，通過(guò)對(duì)比試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)實(shí)際冷卻時(shí)間(t8/5)與其SH-CCT 曲線中的臨界冷卻時(shí)間或臨界冷卻速度，結(jié)合不同冷卻條件下對(duì)應(yīng)的硬度與試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)最高硬度即可確定該試驗(yàn)鋼焊接熱影響區(qū)的組織構(gòu)成和淬硬傾向.因此，開(kāi)展試驗(yàn)鋼SH-CCT 曲線測(cè)定及不同t8/5條件下熱影響區(qū)的組織性能對(duì)其工程應(yīng)用具有指導(dǎo)意義.

采用熱膨脹法測(cè)定1 300 MPa 級(jí)低合金高強(qiáng)鋼在不同冷卻速率下的相變起始點(diǎn)和相變結(jié)束點(diǎn)，結(jié)合顯微組織分析及硬度試驗(yàn)繪制出1 300 MPa級(jí)低合金高強(qiáng)鋼的SH-CCT 曲線，進(jìn)行不同冷卻速率對(duì)應(yīng)的熱影響區(qū)顯微組織及硬度變化規(guī)律研究.并通過(guò)碳當(dāng)量法、Graville 圖法間接評(píng)定1 300 MPa級(jí)低合金高強(qiáng)鋼的冷裂敏感性，以期為該試驗(yàn)鋼在工程應(yīng)用中焊接工藝的合理制定提供理論和試驗(yàn)依據(jù).

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)鋼板為湖南華菱漣源鋼鐵有限公司生產(chǎn)調(diào)質(zhì)態(tài)(淬火溫度為900 ℃ ± 50 ℃，回火溫度為250 ℃ ± 50 ℃) 6 mm 厚1 300 MPa 級(jí)LG1300QT鋼板，其化學(xué)成分如表1 所示.由表1 可知，該試驗(yàn)鋼碳含量為0.20%，且包含一定量的Si，Mn，Ni，Cr，Mo 等合金元素以增加試驗(yàn)鋼的淬透性.如適量的Si 元素可抑制滲碳體的析出，Mo 有利于降低回火脆性，Mn 和Ni 都是奧氏體擴(kuò)大元素，能增加殘余奧氏體的含量及穩(wěn)定性，有利于提高延韌性，獲得強(qiáng)韌性匹配良好的微觀組織[6].

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of the experimental steel

圖1 為1 300 MPa 級(jí)低合金高強(qiáng)鋼掃描電子顯微鏡(scanning electronic microscopy，SEM)圖像.由圖1 可見(jiàn)，該試驗(yàn)鋼微觀組織均為細(xì)小的回火板條馬氏體，其基本力學(xué)性能如表2 所示.

圖1 1 300 MPa 級(jí)試驗(yàn)鋼的SEM 圖像Fig.1 SEM image of the 1 300 MPa experimental steel

表2 試驗(yàn)鋼的基本力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the experimental steel

依據(jù)YB/T 5 127—2018《鋼的臨界點(diǎn)測(cè)定方法》和YB/T 5 128—2018《鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線圖的測(cè)定 膨脹法》，采用Formastor-F Ⅱ全自動(dòng)相變儀對(duì)試驗(yàn)鋼的臨界相變點(diǎn)和SH-CCT 圖進(jìn)行測(cè)定，熱模擬試樣尺寸為φ3 mm × 10 mm.模擬焊接熱循環(huán)參數(shù)如圖2 所示，首先將熱膨脹試樣以120 ℃/s的加熱速率從室溫加熱到峰值溫度1 320 ℃，峰值溫度停留時(shí)間為1 s，以冷卻速率100 ℃/s 降至奧氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度(Ac3)，再分別以100，50，20，10，5，2，1，0.5，0.3，0.15，0.1，0.05 ℃/s 等系列冷卻速率冷卻到室溫.試樣在不同冷卻過(guò)程中發(fā)生相變使其體積發(fā)生變化，導(dǎo)致熱膨脹曲線上出現(xiàn)拐點(diǎn)，采用切線法標(biāo)定出該拐點(diǎn)所對(duì)應(yīng)的溫度，確定不同t8/5冷卻時(shí)間下所對(duì)應(yīng)的相變溫度，繪制試驗(yàn)鋼的SH-CCT 曲線.

圖2 模擬焊接熱循環(huán)曲線Fig.2 Simulating welding thermal cycle curve

對(duì)熱模擬試樣進(jìn)行砂紙研磨、機(jī)械拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液浸蝕處理后，采用Olympus GX51 型光學(xué)顯微鏡(optical microscope，OM)進(jìn)行熱膨脹試樣微觀組織觀察，并分析不同冷卻速度條件下試樣微觀組織構(gòu)成及變化規(guī)律.采用HV-5 型維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試，加載載荷為49 N,加載時(shí)間10 s.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 奧氏體化相變溫度

根據(jù)YB/T 5 127—2018《鋼的臨界點(diǎn)測(cè)定方法》按照臨界點(diǎn)測(cè)定標(biāo)準(zhǔn)(加熱速度為0.05 ℃/s)測(cè)定該試驗(yàn)鋼熱膨脹試樣變化曲線，試驗(yàn)結(jié)果如圖3 所示.由圖3 可知，通過(guò)切線法測(cè)得試驗(yàn)鋼在近似平衡態(tài)下的奧氏體化開(kāi)始溫度Ac1和奧氏體化結(jié)束溫度Ac3分別為730 和850 ℃.

圖3 試驗(yàn)鋼近似平衡態(tài)奧氏體化相變溫度Fig.3 Austenite transformation temperature of the experimental steel

2.2 微觀組織和硬度

低合金高強(qiáng)鋼的組織轉(zhuǎn)變及構(gòu)成取決于其化學(xué)成分及冷卻條件.圖4 和圖5 為不同t8/5條件下試驗(yàn)鋼HAZ 微觀組織OM 像.由圖4 可知，當(dāng)t8/5在3～ 60 s 之間時(shí)，由于整體冷卻速度較快，試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)室溫組織均由典型的板條馬氏體組織構(gòu)成，且晶粒尺寸相對(duì)較小，隨著冷卻速度降低，板條馬氏體組織和晶粒尺寸均有增大趨勢(shì)[7].由圖5a 可見(jiàn)，當(dāng)t8/5為150 s 時(shí)，熱影響區(qū)晶粒尺寸逐漸增大，組織有粗化趨勢(shì)且在組織中出現(xiàn)板條貝氏體，試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)室溫組織為板條馬氏體+少量板條貝氏體.

圖4 試驗(yàn)鋼不同冷速下HAZ 粗晶區(qū)金相微觀組織(t8/5：3～ 60 s)Fig.4 OM images of the experimental steel at different cooling rate (t8/5: 3～ 60 s).(a)t8/5=3 s;(b)t8/5=6 s;(c) t8/5=10 s;(d) t8/5=15 s;(e) t8/5=30 s;(f) t8/5=60 s

當(dāng)t8/5為300～ 600 s 之間時(shí)，晶粒尺寸進(jìn)一步長(zhǎng)大，板條狀組織形貌逐漸弱化，低溫相變組織逐漸減少，中溫相變組織逐漸增多，組織構(gòu)成中板條貝氏體顯著增加且出現(xiàn)粒狀貝氏體，室溫組織由板條貝氏體+粒狀貝氏體構(gòu)成，且隨著冷卻速度降低，粒狀貝氏體組織增多，原奧氏體晶界內(nèi)亞結(jié)構(gòu)之間發(fā)生合并長(zhǎng)大，晶界模糊，組織取向愈不明顯[7-8]，如圖5b 和圖5c 所示.當(dāng)冷卻速度進(jìn)一步降低，t8/5時(shí)間增加，由圖5d 和圖5e 可以看到，顯微組織中板條貝氏體顯著減少，組織構(gòu)成以粒狀貝氏體為主，尤其當(dāng)t8/5大于2 000 s 時(shí)，顯微組織均由粒狀貝氏體構(gòu)成，且組織明顯長(zhǎng)大粗化.這是因?yàn)榘鍡l組織的形成通常需要較快冷卻速度，但隨著t8/5時(shí)間增大，較高相變溫度停留時(shí)間增長(zhǎng)，促進(jìn)合金元素較為充分的擴(kuò)散和未轉(zhuǎn)變奧氏體的增多，均有利于這粒狀貝氏體的形成.

圖5 試驗(yàn)鋼不同冷速下HAZ 粗晶區(qū)金相微觀組織(t8/5：150～ 3 000 s)Fig.5 OM images of the experimental steel at different cooling rate (t8/5: 150～ 3 000 s).(a)t8/5=150 s;(b) t8/5=300 s;(c) t8/5=600 s;(d)t8/5=1 000 s;(e) t8/5=2 000 s;(f) t8/5=3 000 s

粒狀貝氏體組織由鐵素體基體和其基體上分布的M-A 島組成，M-A 島的形成是由于當(dāng)冷卻速率較小時(shí)，組織轉(zhuǎn)變過(guò)程中碳有足夠的時(shí)間由α/γ 相變前沿界面向γ 內(nèi)充分?jǐn)U散，導(dǎo)致殘余奧氏體中碳含量升高，最終形成穩(wěn)定化的富碳奧氏體，隨著冷卻過(guò)程中貝氏體的進(jìn)一步轉(zhuǎn)變，抑制了富碳奧氏體向貝氏體鐵素體轉(zhuǎn)變，而在隨后的冷卻過(guò)程中形成殘余奧氏體或M-A 島，呈斷續(xù)的長(zhǎng)條狀或顆粒狀分布在鐵素體基體上[9-11].當(dāng)熱影響區(qū)中存在大量粒狀貝氏體時(shí)(M-A 島以長(zhǎng)條狀或鏈狀分布)，長(zhǎng)條狀或鏈狀的M-A 島周?chē)桩a(chǎn)生應(yīng)力集中成為潛在的起裂源，導(dǎo)致其沖擊性能的急劇惡化.因此，在1 300 MPa 級(jí)試驗(yàn)鋼的焊接過(guò)程中，為避免CGHAZ 性能的降低，應(yīng)合理控制其焊接工藝，防止生成大量長(zhǎng)條狀或鏈狀的M-A 島.

由圖4 和圖5 可知，不同t8/5條件下試驗(yàn)鋼熱模擬試樣的微觀組織特征均不大相同，因此采用OM 微觀組織金相及SISC IAS 金相分析系統(tǒng)，進(jìn)行不同t8/5條件下試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)(heat affected zone，HAZ)顯微組織測(cè)量，圖6 為試驗(yàn)鋼HAZ 粗晶區(qū)微觀組織構(gòu)成比例圖.由圖6 可知，當(dāng)t8/5為3～ 60 s時(shí)，熱影響區(qū)組織均為100%板條馬氏體(M)；t8/5為60～ 300 s 時(shí)，熱影響區(qū)主要為板條馬氏體/貝氏體混合組織，當(dāng)t8/5為150 s 時(shí)，板條馬氏體和貝氏體(B)組織占比分別為40%和60%，隨著t8/5增大，馬氏體組織進(jìn)一步減少；在t8/5為300 s 時(shí)，熱影響區(qū)均由貝氏體類(lèi)組織構(gòu)成，且隨著t8/5增大，熱影響區(qū)貝氏體類(lèi)組織構(gòu)成逐漸由板條貝氏體+少量粒狀貝氏體向粒狀貝氏體+少量板條貝氏體轉(zhuǎn)變；當(dāng)t8/5大于2 000 s 時(shí)，熱影響區(qū)組織由100%粒狀貝氏體構(gòu)成.

圖6 不同t8/5條件試驗(yàn)鋼CGHAZ 不同組織占比Fig.6 Microstructure proportion of CGHAZ of experimental steel at different t8/5

對(duì)不同t8/5冷卻條件下試驗(yàn)鋼熱模擬試樣進(jìn)行維氏硬度測(cè)量，測(cè)試部位為試樣橫截面中心區(qū)域，圖7 為試驗(yàn)鋼熱模擬試樣硬度測(cè)定結(jié)果.由圖7 可知，未經(jīng)熱模擬的試驗(yàn)鋼硬度值在443～ 468 HV5范圍內(nèi)，熱模擬試樣維氏硬度隨t8/5的增大整體呈降低趨勢(shì).當(dāng)t8/5為3～ 60 s 時(shí)，組織和硬度值無(wú)明顯變化，硬度值基本維持在438～ 454 HV5 范圍內(nèi)；當(dāng)冷卻速度快時(shí)，高溫下奧氏體中的碳來(lái)不及擴(kuò)散、聚集，從而以過(guò)飽和的形式存在于原奧氏體中，并隨之在低溫區(qū)間發(fā)生馬氏體相變，在馬氏體相變過(guò)程中由于發(fā)生不均勻切邊產(chǎn)生了大量的位錯(cuò)、孿晶及空位，以及合金元素的固溶強(qiáng)化等均導(dǎo)致板條馬氏體硬度較高.當(dāng)t8/5為60～ 300 s 時(shí)，組織中板條馬氏體逐漸減少，板條貝氏體組織逐漸增多，整體硬度呈逐漸降低的趨勢(shì)；t8/5為150 s 時(shí)，板條馬氏體/貝氏體混合組織平均硬度為413 HV5.當(dāng)t8/5為300～ 600 s 時(shí)，隨冷卻速度進(jìn)一步降低，組織構(gòu)成由板條貝氏體為主+少量粒狀貝氏體向粒狀貝氏體為主轉(zhuǎn)變，硬度逐步降低，硬度值341～381 HV5.當(dāng)t8/5大于600 s 時(shí)，隨著組織中粒狀貝氏體含量增多，硬度隨之降低；當(dāng)t8/5大于2 000 s 后，硬度值較為穩(wěn)定的保持在261～ 278 HV5范圍.從不同t8/5條件下試驗(yàn)鋼熱模擬試樣硬度變化可知，當(dāng)t8/5大于60 s 后，其硬度值已低于母材硬度，試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，在工程應(yīng)用中可通過(guò)限制焊接熱輸入等工藝措施減少或避免這種現(xiàn)象.

圖7 不同t8/5條件下試驗(yàn)鋼熱模擬試樣硬度Fig.7 Hardness of experimental steel thermal simulated samples at different t8/5

2.3 試驗(yàn)鋼SH-CCT 圖

通過(guò)SH-CCT 圖可預(yù)測(cè)試驗(yàn)鋼焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織及性能，通常對(duì)實(shí)際焊接生產(chǎn)有重要的指導(dǎo)意義.采用Formastor-FⅡ型熱模擬試驗(yàn)機(jī)測(cè)得不同冷卻速度條件下的熱膨脹曲線，采用切線法確定不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的相變起始點(diǎn)和結(jié)束點(diǎn)并進(jìn)行標(biāo)定，結(jié)合試樣微觀組織分析和維氏硬度測(cè)試結(jié)果，繪制出1 300 MPa 級(jí)試驗(yàn)鋼的SH-CCT 曲線如圖8 所示.該圖反應(yīng)了1 300 MPa 級(jí)試驗(yàn)鋼在模擬焊接冷卻條件下其熱影響區(qū)組織和性能的變化規(guī)律.

圖8 試驗(yàn)鋼SH-CCT 圖Fig.8 SH-CCT diagram of the experimental steel

由圖8 可知，1 300 MPa 級(jí)試驗(yàn)鋼隨t8/5時(shí)間的延長(zhǎng)，即冷卻速率由快變慢，調(diào)質(zhì)態(tài)1 300 MPa 級(jí)低合金高強(qiáng)鋼發(fā)生了馬氏體、馬氏體+貝氏體、貝氏體 3 種類(lèi)型的組織轉(zhuǎn)變.根據(jù)試驗(yàn)鋼 SH-CCT 圖各區(qū)域組織的臨界轉(zhuǎn)變條件，結(jié)合不同冷卻條件下(t8/5) 試驗(yàn)鋼組織特征及硬度測(cè)試結(jié)果，為使試驗(yàn)鋼種焊接熱影響區(qū)獲得較好的組織性能，焊接時(shí)應(yīng)通過(guò)合理的工藝控制，避免采用較大的焊接熱輸入使焊接熱影響區(qū)中形成晶粒粗大、組織粗化的區(qū)域以及性能較差的粒狀貝氏體區(qū)域.結(jié)合硬度分析結(jié)果，當(dāng)t8/5為60～ 300 s 時(shí)，試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)硬度已低于試驗(yàn)鋼母材的443 HV5，熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化趨勢(shì)，但此時(shí)硬度仍高于國(guó)際焊接協(xié)會(huì)(IIW)標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定具有冷裂紋敏感性的熱影響區(qū)最高硬度(350 HV5)，當(dāng)t8/5為60 s 時(shí)，試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)硬度平均值為445 HV5，與母材硬度相當(dāng).因此，該試驗(yàn)鋼在實(shí)際焊接過(guò)程中，為避免接頭熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，通過(guò)焊接熱輸入合理控制，使其焊接冷卻時(shí)間t8/5應(yīng)控制在60 s 以內(nèi)，以期獲得與試驗(yàn)鋼母材強(qiáng)度相當(dāng)?shù)暮附咏宇^.

2.4 冷裂紋敏感性

鋼種的淬硬傾向、焊接接頭含氫量及其分布和接頭所承受的拘束應(yīng)力是影響冷裂紋產(chǎn)生的主要原因[12-13].由于高強(qiáng)鋼焊接冷裂紋傾向較大，其熱影響區(qū)淬硬傾向及冷裂紋敏感性均與鋼材的化學(xué)成分直接相關(guān)，可采用其化學(xué)成分和碳當(dāng)量及冷裂敏感系數(shù)來(lái)評(píng)估鋼材冷裂紋敏感性.采用國(guó)際焊接協(xié)會(huì)推薦的碳當(dāng)量CE(IIW)公式和誤差精度小的碳當(dāng)量CEN公式及冷裂紋敏感系數(shù)Pcm來(lái)評(píng)估該試驗(yàn)鋼的冷裂紋敏感性.另外在Graville 圖中可根據(jù)碳含量和碳當(dāng)量將待焊鋼材分為了易焊接區(qū)域I、可焊接區(qū)域Ⅱ和難焊接區(qū)域Ⅲ.

計(jì)算得該試驗(yàn)鋼碳當(dāng)量為CE(IIW)=0.63%，CEN=0.53%，冷裂紋敏感系數(shù)為Pcm=0.39%，均高于用于評(píng)定具有冷裂傾向的碳當(dāng)量指標(biāo)0.45%及敏感系數(shù)指標(biāo)0.25%.同時(shí)，從圖9 可知，該試驗(yàn)鋼位于Graville 圖中的難焊接區(qū)域，表明該試驗(yàn)鋼淬硬傾向較大，焊接熱影響區(qū)容易產(chǎn)生冷裂紋[14].

圖9 試驗(yàn)鋼的Graville 圖Fig.9 Graville diagram of the experimental steel

對(duì)于冷裂敏感性較高，冷裂傾向較大的低合金高強(qiáng)鋼，通常采用焊前預(yù)熱，焊后熱處理等工藝措施，避免焊接冷裂紋產(chǎn)生，從而獲得組織性能良好的焊接接頭[12].通過(guò)焊前預(yù)熱處理，降低冷卻速率，延長(zhǎng)奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變的時(shí)間，促使焊縫中氫的擴(kuò)散逸出，減少生成淬硬組織的傾向，降低冷裂敏感性.根據(jù)曹繼明提出的用碳當(dāng)量CEN確定預(yù)熱溫度的方法算得該試驗(yàn)鋼最低預(yù)熱溫度約在150 ℃左右[15]，因此該試驗(yàn)鋼焊接時(shí)道間溫度可控制在100～ 150 ℃范圍內(nèi).利用經(jīng)驗(yàn)公式(5)計(jì)算可知，該試驗(yàn)鋼焊接后熱溫度TP應(yīng)不低于126 ℃，為降低后熱時(shí)間，提高生成效率，該試驗(yàn)鋼焊接后熱溫度應(yīng)選擇在150～ 250 ℃之間.

由于該試驗(yàn)鋼板厚為6 mm，通過(guò)經(jīng)驗(yàn)公式(5)并參考工程實(shí)際常用焊接工藝，當(dāng)熱輸入大范圍變動(dòng)時(shí)，臨界板厚δCr均小于試驗(yàn)鋼板厚，因此選用三維傳熱經(jīng)驗(yàn)公式(7)確定試驗(yàn)鋼在焊接時(shí)，當(dāng)t8/5在6～ 15 s 時(shí)，其焊接熱輸入約在10～ 30 kJ/cm范圍內(nèi).

式中：E為焊接熱輸入；cρ為容積比熱容；T0為初始溫度；η為熱效率；F3為接頭系數(shù).

綜合試驗(yàn)鋼SH-CCT 圖、顯微組織及硬度等分析可知，該鋼具有較大的淬硬傾向及冷裂紋敏感性，且當(dāng)t8/5＞60 s 時(shí)熱模擬區(qū)域硬度低于母材，出現(xiàn)軟化現(xiàn)象；當(dāng)試驗(yàn)鋼焊接熱模擬t8/5在6～ 15 s之間，即焊接熱輸入控制在10～ 30 kJ/cm 范圍內(nèi)，試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)組織及硬度與母材相當(dāng)，可得到與母材強(qiáng)度匹配的焊接接頭，但焊接時(shí)需采取焊前預(yù)熱和焊后熱處理的措施避免產(chǎn)生冷裂紋等缺陷.

3 結(jié)論

(1) 通過(guò)1 300 MPa 級(jí)低合金高強(qiáng)鋼焊接熱模擬試驗(yàn)，獲得試驗(yàn)鋼焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線.當(dāng)t8/5在3～ 60 s 時(shí)，試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)均為細(xì)小的板條馬氏體組織；隨著t8/5(150→300→2 000 s)延長(zhǎng)，熱影響區(qū)組織由板條馬氏體+板條貝氏體逐漸向粒狀貝氏體構(gòu)成轉(zhuǎn)變，且晶粒尺寸逐漸增大，組織逐步粗化.

(2) 試驗(yàn)鋼熱模擬試樣熱影響區(qū)硬度隨著t8/5延長(zhǎng)，總體呈下降趨勢(shì)，這是由于冷卻速度降低，其組織構(gòu)成由板條馬氏體向粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變所致.當(dāng)t8/5＞60 s 時(shí)，熱影響區(qū)硬度低于試驗(yàn)鋼母材硬度，即熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象.

(3) 該試驗(yàn)鋼碳當(dāng)量CE(IIW)為0.63%，CEN為0.53%，冷裂紋敏感系數(shù)為Pcm為0.39%，位于Graville 圖中難焊接區(qū)，均表明該試驗(yàn)鋼具有較大的淬硬傾向及冷裂紋敏感性.為獲得與母材相當(dāng)性能的接頭，焊接時(shí)應(yīng)控制焊接熱輸入(t8/5＜60 s)，同時(shí)應(yīng)采取焊前預(yù)熱和焊后熱處理等措施避免產(chǎn)生冷裂紋等缺陷.