后热温度对1000MPa级高强钢焊缝组织与性能的影响

采用GHS90高强焊丝为填充材料对1 000 MPa级工程机械用高强钢进行熔化极活性气体保护(Metal active gas,MAG)焊,并对接头进行250℃、480℃、600℃保温2 h的焊后热处理。通过拉伸试验、显微硬度测试、光学显微镜(Optical microscope,OM)、扫面电镜(Scanning electron microscope,SEM)、透射电镜(Transmission electron microscopy,TEM)及电子背散射衍射(Electron back-scattered diffraction,EBSD)观察不同热处理温度后的焊缝微观组织及力学性能进行对比研究。结果表明,随后热温度从250℃升高到600℃,接头抗拉强度从1 014.5 MPa降低到934.5 MPa;焊缝平均冲击吸收能量从66 J降低到24 J;随后热温度升高,焊缝板条组织粗化,碳化物析出长大且连续分布是导致焊缝韧性降低的原因之一;同时焊缝有效晶粒尺寸变大和大角度晶界密度降低也是导致其韧性降低的原因。     

热输入对船用440 MPa级低合金高强度钢焊缝组织及性能的影响

研制了一种Mn-Si-Ni-Cr系实心焊丝,用于新型船用440 MPa级低合金高强度(HSLA)钢焊接,采用热输入11.5,16.5和21.5 kJ/cm对该钢材进行了熔化极活性气体保护电弧焊,并使用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜等设备重点研究了热输入对焊缝组织及性能的影响.结果表明,随着热输入的增大,焊缝组织先以粒状贝氏体和板条贝氏体为主转变为以针状铁素体为主,再转变为以针状铁素体、侧板条铁素体和先共析铁素体为主,而且焊缝中M-A组元含量、直径大于1μm的夹杂物占比和夹杂物的平均直径均逐渐增大;随着热输入的增大,焊缝硬度不断减小,焊缝、熔合线和熔合线+2 mm处的冲击韧性均先增大后减小,同时焊缝的耐腐蚀性能也先增大后减小;3种焊接接头的板拉伸弯曲试样均在母材处断裂,弯曲试样均完好.     

屈服强度1 400 MPa级低合金超高强钢的SH-CCT曲线及其粗晶热影响区组织

采用热模拟和显微金相、显微硬度检测等技术研究了1 400 MPa级低合金超高强钢的奥氏体化相变温度、冷却时间t_8/5对其焊接热影响区粗晶区组织和性能的影响。结果表明,试验钢奥氏体化开始温度A_c1为710℃,奥氏体化结束温度A_c3为820℃;随着t_8/5的增大,热影响区粗晶区的组织由全部为板条马氏体转变为粒状贝氏体+板条马氏体的混合组织,再转变为全部粒状贝氏体组织,最终转变为贝氏体+珠光体+铁素体组织;随着t_8/5的增大,显微硬度从500 HV5逐渐降至250 HV5,而试验钢母材硬度值范围为502～523 HV5,因此在t_8/5较大时,即在较大的焊接热输入条件下,1 400 MPa级低合金超高强钢软化现象严重,焊接过程应严格控制焊接热输入。     

Si元素对800 MPa级HSLA钢焊材熔敷金属组织及韧性的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)、电子背散射衍射(EBSD)等试验,分析了不同Si元素含量(质量分数,%)对800 MPa级低合金高强(HSLA)钢焊材熔敷金属组织特征及韧性的影响.结果表明,当Si元素含量从0.45%增加到0.66%时,熔敷金属(0.035C-0.45Si-1.47Mn-2.56Ni-0.68Cr-0.62Mo)的屈服强度从850 MPa增大到895 MPa,抗拉强度从917 MPa增大到954 MPa,-50℃冲击吸收能量从115 J降低到73 J;当Si元素含量为0.45%时,熔敷金属显微组织主要由板条贝氏体及部分粒状贝氏体和板条马氏体组成,各组织间呈相互交织状分布;而当Si元素含量增大到0.66%时,组织主要由细长条状的板条马氏体及部分板条贝氏体组成;随着Si元素含量增大,组织长宽比明显增大,且组织之间趋于平行分布.熔敷金属由γ(奥氏体)→贝氏体/马氏体混合组织转变时的相变温度随着Si元素含量增加而降低,随着Si含量增大,熔敷金属板条和板条块亚结构由交织的短条状向平行的细长条状转变,板条束亚结构尺寸明显变大,板条束亚结构...     

保护气成分对1000MPa级高强熔敷金属组织特征的影响

通过附带EDS的FEGSEM、EBSD、TEM等实验方法,研究了保护气成分(Ar+5%CO_2、Ar+10%CO_2、Ar+20%CO_2、Ar+30%CO_2,体积分数)对1000 MPa级高强熔敷金属组织特征的影响,阐明了保护气成分对组织转变的影响机制。结果表明,随着保护气中CO_2含量增加,1000 MPa级熔敷金属强度略有下降,而冲击韧性先升高后降低。不同保护气熔敷金属均由马氏体/贝氏体混合组织及板条间残余奥氏体组成。随着保护气中CO_2含量增加,熔敷金属中贝氏体相变体积分数为50%时的温度(B_(50))与马氏体相变开始温度(M_s)相变温度区间增大,适宜贝氏体形核的夹杂物数量增多,随贝氏体含量(体积分数)由8%增加到29.6%,其形核位置从原始奥氏体晶界向原始奥氏体晶界及晶内夹杂物处共同形核转变,熔敷金属组织形貌由"平行状"向"交织状"转变,分割细化组织,有利于高强熔敷金属强韧性的改善。     

不同焊接方法下440 MPa级海洋工程用钢焊接接头组织和力学性能研究

使用CO_2气体保护焊和手工电弧焊对16 mm厚的440 MPa级海洋工程用钢板进行了对接试验,对比了两种焊接方法下焊接接头的组织和力学性能。结果表明,CO_2气体保护焊焊缝组织主要为针状铁素体、侧板条铁素体和少量残余奥氏体,而手工电弧焊的焊缝组织主要为针状铁素体、粒状贝氏体以及少量残余奥氏体,两者热影响区粗晶区组织均为板条结构;气体保护焊焊缝的硬度低于手工焊的,且其接头硬度分布更不均匀;相对于手工电弧焊,气体保护焊焊缝强度较高,塑性较差,-40℃下的冲击功远低于手工电弧焊的;两者冲击断口均为准解理断口形貌,但手工焊断口有许多延性脊,改善了韧性。     

800 MPa级高强钢焊接接头组织及力学性能

采用焊条电弧焊和气体保护焊两种方法,分别对具有良好抗焊接裂纹敏感性的800 MPa级船体用钢对接接头进行两种工艺的焊接,并对其焊接接头进行显微组织分析和力学性能试验. 结果表明,两种焊接方法焊缝组织主要为交织分布的板条马氏体、贝氏体,以及一定量的针状铁素体,板条间有残余奥氏体,SMAW(焊条电弧焊)焊缝宏观金相可见明显氧化夹杂;两种焊接方法所得焊接接头具有相似的硬度分布,抗拉强度相当,且均断在母材,但SMAW侧弯试验件出现0.5 mm裂纹;?50 ℃下SMAW接头冲击韧性低于GMAW(气体保护焊)接头,SMAW断口由河流花样的准解离小刻面和少量的韧窝组成的撕裂棱构成,属于韧-脆混合断裂,GMAW断口由小且深的韧窝构成,属于典型的韧性断裂.     

热输入对船用高强药芯焊丝熔敷金属低温韧性的影响

使用三种热输入对船用高强药芯焊丝进行CO_2气体保护焊,使用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电镜(TEM)以及电子背散射技术(EBSD)等手段研究了热输入对熔敷金属微观组织及低温韧性的影响。结果表明,使用三种热输入的熔敷金属组织主要由针状铁素体(AF)、侧板条铁素体(FSP)和少量残余奥氏体(RA)组成;随着热输入的增加铁素体由针状向板条状转变,其中针状铁素体的含量降低而镐牙状的侧板条铁素体的含量提高,板条间的残余奥氏体由薄膜状向块状转变;同时,随着热输入的增多熔敷金属中尺寸小于1μm的夹杂物含量减少而夹杂物的总含量增多;随着热输入的增加20°~50°的大角度晶界减少,熔敷金属的强度、塑性和低温韧性随之降低,-40℃冲击断口的形貌由韧窝+准解理向解理过渡。     

420 MPa级耐候桥梁钢用焊材熔敷金属强韧化规律

 为了研发与420 MPa级耐候桥梁钢综合性能相匹配的焊材,研究了3种不同质量分数硅、锰的熔敷金属的组织和性能变化规律。通过扫描电子显微镜(SEM)、透射电镜(TEM)、电化学测量等手段全面分析了硅、锰质量分数对熔敷金属强韧化规律和耐蚀性的影响。结果表明,当熔敷金属中硅质量分数为0.32%时,锰质量分数从1.34%减至1.05%,抗拉强度降低5%,冲击韧性提升40%;锰质量分数为1.05%时,硅质量分数从0.34%减至0.20%,抗拉强度降低2%,冲击韧性提升24%。冲击韧性的提升归因于柱状晶区和再热粗晶区内的先共析铁素体(含侧板条铁素体)占比减少,针状铁素体增加,M-A组元尺寸减小,从而裂纹扩展路径更加曲折,裂纹扩展功增加。同时,各熔敷金属与试验用耐候桥梁钢自腐蚀电位差均小于20 mV。由此,实现了强韧性、耐蚀性与试验用钢相匹配。     

1300?MPa级低合金高强钢SH-CCT曲线及冷裂敏感性分析

采用Formastor-FⅡ全自动相变仪测定了1300 MPa级低合金高强钢的奥氏体化相变温度,结合光学显微镜与维氏硬度计等设备研究了800 ~ 500 ℃冷却时间(t_8/5)对1300 MPa级低合金高强钢粗晶热影响区组织和硬度变化的影响规律. 结果表明,当t_8/5为3 ~ 60 s时,1300 MPa级低合金高强钢粗晶热影响区组织均由板条马氏体组成,硬度值为438 ~ 454 HV5;随着冷却时间延长,粗晶区出现贝氏体类组织,当t_8/5为150 s时,粗晶区为板条马氏体/贝氏体混合组织,硬度平均值为413 HV5;当t_8/5为300 ~ 600 s时,粗晶区为板条贝氏体和粒状贝氏体混合组织,硬度值为341 ~ 381 HV5;当t_8/5＞600 s时,粗晶区组织主要为粒状贝氏体,硬度值为269 ~ 322 HV5. 冷裂敏感性评价结果表明,该试验钢碳当量C_E(IIW)和C_EN均大于0.5%,具有一定的冷裂倾向,需焊前预热,焊后热处理或保温缓冷等措施,避免焊接冷裂纹的形成.