超細晶粒鋼剖析

1、超細晶粒鋼制備技術1、名詞解釋：超細晶粒鋼(Ultrafine Grained Steel，簡稱UFG鋼，目標粒徑約1um)乍 為 21 世紀的代表性先進高性能金屬結構材料，其強化思路具有鮮明的特點，即 通過晶粒的超細化同時實現(xiàn)強韌化， 完全不同于傳統(tǒng)的以合金元素添加及熱處理 為主要手法的強化思路。 其優(yōu)點在于： 能同時實現(xiàn)強韌化； 可盡量少用合金元素 降低碳當量、改善焊接性，并利于循環(huán)利用以降低對環(huán)境的損害。超細晶粒鋼與同等強度的傳統(tǒng)鋼相比，其化學成分的主要特點是碳含量低， 這有利于提高其焊接性，因此其強化手段不是通過增加碳含量和合金元素含量， 而是通過晶粒細化、 相變強化、析出強化等相結合

2、的方法來達到提高強韌化的目 的。晶粒細化 (包括變形細化和相變細化 )是唯一能夠同時提高鋼強度和韌性的方 法。超細晶粒鋼與同等強度的傳統(tǒng)鋼相比，其化學成分的主要特點是碳含量低， 這有利于提高其焊接性，因此其強化手段不是通過增加碳含量和合金元素含量， 而是通過晶粒細化、 相變強化、析出強化等相結合的方法來達到提高強韌化的目 的。晶粒細化 (包括變形細化和相變細化 )是唯一能夠同時提高鋼強度和韌性的方 法，因而成為超細晶粒鋼最佳的強化機制。 利用第二相粒子析出的沉淀強化是超 細晶粒鋼采用的另一種強化機制， 高溫時在奧氏體內(nèi)形成的粒子雖然對控制晶粒 長大有效， 但不會造成強化， 強化粒子是低溫時在奧

3、氏體或鐵素體內(nèi)形成的， 位 錯與亞結構強化也是一種有效的強化方式。2、分類：傳統(tǒng)鋼中，晶粒尺寸在100卩m以下就稱為細晶粒鋼，即傳統(tǒng)細晶粒鋼。隨著 冶金技術和生產(chǎn)工藝的不斷進步， 細晶的尺寸不斷縮小， 甚至達到了微米、 亞微 米。本文提到的超細晶粒鋼不包括傳統(tǒng)細晶鋼。 按超細晶粒鋼發(fā)展進程和其尺寸大小，可分為以下幾類：(1) TMC庫岡控軋后立即加速冷卻所制造的鋼，稱為 TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)鋼。利用TMCP工藝在實驗室中，晶粒尺寸可達到幾個微米，但在實際 工業(yè)生產(chǎn)中，所得鋼的晶粒尺寸小于 50 fl m最小可達10卩m。這種鋼滿足了石

4、油和天然氣工業(yè)的需求， 這種鋼的高強高韌和低的碳當量為其提供了優(yōu)良的焊接 適應性。(2) 新一代鋼鐵材料綜合低合金高強鋼不斷進步的成功經(jīng)驗， 充分利用合金化乍用和生產(chǎn)工藝技術 進步相結合的優(yōu)勢， 發(fā)展新一代鋼鐵材料產(chǎn)品并進行其基礎理論研究。 目前正處 于研制階段的新一代鋼鐵材料的主要特征： 在充分考慮經(jīng)濟性的條件下， 鋼材具 有高潔凈度、超細晶粒、高均勻度的特征，強度比常用鋼材提高一倍，鋼材使用 壽命增加一倍。高潔凈度，指 S P、ON H元素的總含量小于80X10-6，這 樣不但可提高鋼材原有的性能， 有時還可賦予鋼新的性能； 超細組織， 晶粒尺寸 在0.110i m之間，細化晶粒是唯一能提

5、高強度而不降低韌性甚至提高韌性的 方法；高均勻度指的是成分、組織和性能很均勻，波動范圍很小。在鋼的化學成 分工藝組織性能的關系中， 強調(diào)了組織的主導地位， 即其超細微觀組織表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合性能。3、超細鋼制備的工藝特征及冶金機制：(1) 超細晶粒鋼制備工藝的特征：超細晶粒鋼制備工藝研發(fā)的報道很多.如拉拔加工、HPT(High Pressure Torsion)、ECAP(EqualChannel Angular Pressing)、 ARB (Accumulative Roll Bonding)、MM (Mechanical Milling) 等，其中低溫 大變形量軋制是易于工業(yè)化的新型加工熱

6、處理工藝，故在此主要將其與TMCPT藝進行對比。欲突破5um的界限獲得以1um為目標的超細鋼，須挖掘TMCP勺極 限潛力。為此，新日鐵鋼鐵研究所的簌原行人等指出下述 2點是需要的：有效 提高相變與再結晶的驅動力，使形核密度飛躍性地增加；徹底抑制成核后晶粒 的長大。筱原行人、粟飯原等進一步將新型TMCP按加工溫度細分為3種類型：I、 型，如表1所示。表1用大變形量加工熱處理實現(xiàn)超細化方法的分類加工 溫 度加工溫度區(qū) 間細化對象組織鐵素體奧氏體丫區(qū)間相 變再 結 晶TMCPI型再 結 晶動態(tài)再結晶a + 丫區(qū)間U型逆 相 變U型a區(qū)間超強加工；MMARB EAC其中I型為在準穩(wěn)定區(qū)域(略高于A的大

7、變形量加工(通常TMCP勺加工溫度在 8OOC以上);U型為在復相組織區(qū)的大變形量加工； 川型為大變形量加工后的逆 相變(將原始組織為馬氏體的材料在緊靠相變點以下的溫度進行大變形量加工， 利用加工發(fā)熱誘發(fā)的自發(fā)性逆相變 M- A獲得超細奧氏體，并最終獲得超細馬氏 體)。丨型與U型的加工溫度雖有時相同， 但熱循環(huán)不同。I型是加熱至奧氏體區(qū) 再快冷至加工溫度，在加熱及冷卻過程中均發(fā)生了相變； 而U型最高加熱溫度并 未到奧氏體區(qū)，依賴a動態(tài)再結晶細化，需較大加工變形量，應用報道較少。此 外，簌原行人等還具體給出了 I型即準穩(wěn)定大變形加工熱處理的加工條件， 見表 2。表2準穩(wěn)定丫大變形加工熱處理(I型

8、)加工前冷速r加工溫度Type I a10C/s700 CType I b5C/s530 CTMCP仁C/s8OOC以上京都大學的牧正志對比了傳統(tǒng)TMCP工藝與新加工熱處理工藝的區(qū)別，其觀點如 下。傳統(tǒng)TMCP勺關鍵點在于：由加工硬化奧氏體進行鐵素體相變， 導入相變 形核點（在900950C間壓延）： 加速冷卻，增大過冷度（增大相變驅動力）， 結果可獲得最細約為5um的a組織。新型TMCP勺關鍵技術在于低溫大變形量加工：以前未曾有過的大變形量加 工：£ =12（每道次5O以上的大壓下量）： 以前未曾有過的低溫加工： 500700C .結果可獲得最細1um以下的超細a組織。另外，筱原行

9、人和足立吉 隆均還指出了壓力加工前的快速冷卻對降低加工溫度、 提高過冷度及超細晶鐵素 體體積分數(shù)（I型）的影響。足立吉隆以0. 2C-0. 83Mn鋼為對象，指出了獲得 主相為超細鐵素體的3個必要條件：加工前的急速冷卻（5OK/s）;低溫化 的軋制（530700E）:大的軋制變形量（40%以上），否則會導致獲得的主相 為貝氏體。筱原行人等指出，當加工前的冷速為10C/s，在710C進行大變形量加工時，出現(xiàn)a相變溫度在加工溫度之上的動態(tài)相變，通過加工中被誘發(fā)的a相變可獲得細晶粒；城田良康詳細指出這種情況下粒徑只能細化至2um而當加工前的冷速進一步增至50C/s時，在通常出現(xiàn)貝氏體或馬氏體無擴散相

10、變的 530 r區(qū)域也能得到過冷奧氏體，于是在“應變誘發(fā)的極低溫度下的擴散相變” 機制的作用下，通過大變形量加工誘發(fā)a相變可將晶粒細化至1um以下。王國棟等強調(diào)了軋后冷卻的重要性。城田良康等進一步指出軋前急冷的必要性，否則，僅單降低軋制溫度則成了 在a相變后的軋制，不能生成等軸a晶粒（加工變形組織），且細化有限，為此， 需提高軋前冷速（1050K/s），則可在500E附近獲得丫相的前提下再進行強加 工。綜上所述，從基本思路方面講，“軋前急冷”、“低溫加工”與“大的變形 率（強加工）”是超細鋼制備工藝的 3 個最大特征或 3個必要條件。 相對于傳統(tǒng)的 TMCP其軋制溫度更低，軋制壓下量更大。實際

11、工藝中的每一個參數(shù)如臨界冷速、 奧氏體化溫度 、軋制上限溫度、最小應變量、應變速率等的具體數(shù)值除與鋼種 有關外，還受其他參數(shù)的強烈影響。 無疑，如此工藝條件對軋機的軋制能力及冷 卻裝臵提出了更高的要求。 此外，黃成江等在其綜述文獻中還強調(diào)了軋制中產(chǎn)生 附屬剪切應變的重要性。4、超細晶粒鋼制備工藝的冶金機制傳統(tǒng)理論認為，大變形量加工對形成超細晶粒的作用大致有兩方面：一是在 相變、再結晶之前的母相中導入盡可能多的晶格缺陷以增加形核點， 同時增大驅 動力進而增大形核速度；其次是以物理形式分斷、細化相變后的組織。目前關于這種采用低溫大變形方法 （I 型）獲得超細晶粒機制的研究認為，超 細鐵素體的獲得主

12、要是形變誘導鐵素體相變 （DIF ： Deformation Induced Ferrite Transformation） 和鐵素體動態(tài)再結晶 2 種機制共同作用的結果，特別是形變誘 導相變現(xiàn)象的發(fā)現(xiàn)及概念的提出具有重要的理論與工程意義。形變誘導鐵素體相變最早由Yada等于20世紀80年代末發(fā)現(xiàn)并提出，并獲得 美國專利。 縱觀現(xiàn)已報道的文獻， 形變誘導鐵素體相變體現(xiàn)于 2 種情況， 作者分 別稱其為“高溫形變誘導鐵素體相變”與“低溫形變誘導鐵素體相變”，現(xiàn)分述 如下。（1）當獲得大變形量的加工溫度在 A3 以上時，如楊平等所指出的：在 A3 以上 奧氏體是穩(wěn)定的沒有形變時鐵素體是不可能出現(xiàn)的

13、，在 A3 以上形變誘導鐵素 體析出， 可稱之為高溫形變誘導相變， 但這時的鐵素體是不穩(wěn)定的， 隨保溫時間 的延長，鐵素體會逆相變?yōu)閵W氏體。 形變誘導相變機制突出強調(diào)了大變形量的作 用，即奧氏體形變產(chǎn)生的缺陷、 形變儲能使奧氏體的自由能增加， 大大降低了奧 氏體的穩(wěn)定性， 導致奧氏體向鐵素體轉變溫度升高。 此情況可看作在鐵素體與奧 氏體的競爭中， 大的形變有利于鐵素體的形成。 其理論意義在于： 在大變形的前 提下，丫 - a相變發(fā)生溫度可以高于平衡態(tài)的 A3,由此可以推知，在經(jīng)軋前急冷 至較低軋制溫度（如約500C）時。2種因素的疊加作用將使相變過冷度比傳統(tǒng) TMC工藝大得多。（2）當加工溫度

14、在A3以下時。如城田良康所指出的：由于在低溫 區(qū)域（500 °C 附近）擴散變慢，通常只能出現(xiàn)如貝氏體、馬氏體類無擴散型相變，但通過大變 形量加工使 a 相變能在如此低的溫度區(qū)間被誘發(fā)。 正是利用了這種大形變誘導的 低溫下的擴散型相變使低碳鋼的a粒徑小至 1um以下成為可能，或者說，快速冷 卻中的大應變擴展了丫 - a相變的溫度范圍。足立吉隆等對變形情況下和未變形 情況下的CCT圖研究表明，對急速冷卻的奧氏體壓延加工時，鐵索體與低溫相（貝 氏體）會競爭形成從而使鐵素體的比率發(fā)生變化，提高加工率則鐵素體的比率 增加。在生成貝氏體的低溫區(qū)提高加工率， 使主相變成了鐵素體 其原因解釋為 位

15、錯胞對貝氏體的形成有阻礙作用， 但對鐵素體相變的阻礙作用同對珠光體相變 的阻礙作用一樣小。 同時，由于形變使奧氏體內(nèi)的缺陷密度增加， 有利于碳原子 在低溫下的近程擴散，因而產(chǎn)生形變誘導鐵素體相變。綜上所述，形變誘導相變機制強調(diào)了強加工獲得大形變的綜合作用具體可 概括為 3點：增大相變過冷度 （熱力學方面） 、提高形核率 （動力學方面 ）、誘發(fā)低 溫下的擴散。欲獲得“超細晶鐵素體”，一要解決如何“超細化”的問題，二要 解決如何獲得“鐵素體”的問題。大形變綜合作用的前兩者回答了如何能夠“超 細化”的問題（須同時配合軋制溫度較低這一條件 ） ；后者回答了如何獲得 “鐵素 體”的問題。關于鐵素體動態(tài)再

16、結晶是否也是晶粒超細化機制之一尚有分歧。但歸納更多 的文獻可總結出， 鐵素體動態(tài)再結晶受壓下量及軋制溫度的影響， 當壓下量不足 （臨界值40%或軋制溫度過低（如530C或600C以下）時不會出現(xiàn)鐵素體動態(tài)再 結晶。5、兩種工藝冶金機制的差別至此，可歸納總結出新型TMCP（DIF和傳統(tǒng)TMCF細田化晶粒機制的細微差別： 在 實際相變溫度與軋制溫度各自相對的高低方面，兩者較傳統(tǒng) TMCP勻有低溫化特 征。在實際相變溫度與軋制溫度之間的相對高低方面，傳統(tǒng) TMCP勺軋制溫度 （通常在800C以上）高于實際相變溫度，軋后所得仍為奧氏體，相變?yōu)樵谲堉菩?變之后的靜態(tài)相變。當形變誘導相變在a相變的上臨域（

17、65O750C）或較高軋制 溫度，如800C附近施加大變形則相變溫度高于軋制溫度，為軋制過程中的動 態(tài)相變。軋后所得組織為動態(tài)相變所得鐵素體與再結晶鐵素體的混合組織。 當軋 制溫度低至再結晶難以進行的溫度，如 600C以下所得組織為等軸且位錯密度 小的超細鐵素體， 表明相變?yōu)榧庸ず蟮撵o態(tài)相變 也可能有加工過程中的動態(tài)相 變。控冷的時刻及目的有所不同。傳統(tǒng) TMCP勺軋后快冷，目的在于增大過冷度，提高相變驅動力以進一步提高有效形核率；新型 TMCP勺軋前快冷，目的在 于獲得深冷奧氏體， 防止傳統(tǒng)擴散型相變 （先共析轉變與共析轉變 ） 發(fā)生，同時實 現(xiàn)軋制溫度與相變溫度的低溫化， 以增加相變形核點

18、并抑制鐵素體的長大。 在 大變形壓力加工的主要作用效果方面，傳統(tǒng) TMC吐要針對奧氏體加工，特別是 在奧氏體未再結晶區(qū)域的加工獲得加工硬化奧氏體， 可大幅增加相變形核點， 對 相變細化晶粒的貢獻最大。 而形變誘導相變同時對過冷奧氏體及鐵素體加工。 主 要是在溫度較低的區(qū)間。降低低溫區(qū)擴散相變 （鐵素體轉變 ）的激活能以形成超 細、等軸、低位錯密度鐵素體。抑制貝氏體、馬氏體等低溫相的形成，降低低溫 相的體積率； 即極大的形變既利于激活碳的近程擴散又可增加相變形核點。 在 再結晶方面。 形變誘導相變因軋制變形量大出現(xiàn)鐵素體動態(tài)再結晶， 且較低的軋 制溫度有利于抑制再結晶晶粒的長大，而傳統(tǒng) TMCF

19、僅有較高溫度下的奧氏體再 結晶。在相變驅動力、相變產(chǎn)物、相變速度方面，傳統(tǒng)TMCRfc要靠冷卻出現(xiàn)過冷度而自行相變， 而形變誘導相變除過冷度提供相變驅動力之外， 高密度位錯 的儲能還能降低相變激活能而誘導鐵素體擴散相變， 否則與未加工材料相同將出 現(xiàn)貝氏體。而且應變作用下的丫 - a轉變與無應變及傳統(tǒng)控軋控冷工藝相比，轉 變速度更快。DIF也稱之為應變誘導動態(tài)相變（SIDTR）。此外，超細鋼還存在組織穩(wěn)定性（焊 接加熱時晶粒易長大 ）及均勻延伸率低的問題。對后一問題可通過炭化物等第二 相的活用、復相組織得到緩解，改善強度一延性間的平衡。另外硬質(zhì)第二相 （如 馬氏體）的分散化已證明能改善超細鋼延

20、性低的問題，但第二相的硬質(zhì)化、形態(tài) 控制、體積分數(shù)、粒徑大小等的優(yōu)化仍是今后研究的重大課題。6、超細晶粒鋼的焊接特性：超細晶粒鋼的強韌化機制與傳統(tǒng)鋼不同，因而必須全面考慮其焊接問題，其中 存在的兩個主要問題： 由于其超細晶粒， 在焊接熱作用下， 晶粒長大的驅動力 很大，必然導致HAZ晶粒嚴重粗化，這將影響整個接頭性能與母材性能相匹配； 為獲得與母材相等性能的焊接接頭， 進行焊接材料、 焊接方法及焊接工藝的合 理選擇。2.1 HAZ 的性能（1） HAZ的晶粒長大傾向在新一代微合金高強高韌鋼中，研究 400 MPa和800 MPa兩種強度級別的超 細晶粒鋼，400 MPa級細晶鋼是指在普通 Q2

21、35鋼的基礎上進行細化晶粒和純凈 化處理，使其強度提高一倍，壽命增加一倍的新一代鋼鐵材料。400 MPa級細晶鋼焊接時，薄弱環(huán)節(jié)出現(xiàn)在 HAZ因細晶粒本身已使得晶粒長大驅動力很大 （驅 動力與晶粒尺寸成反比），又因400 MPa的細晶鋼中沒有或含有極少碳、氮化物形成元素，所以其焊接熱影響區(qū)有嚴重的晶粒長大傾向，粗大的晶粒將損害HAZ的性能，晶粒較粗大時，強度和韌性會隨之下降。因此，對于400 MPa的細晶鋼最主要的問題是探索400 MPa細晶鋼的合適焊接方法、研究其晶粒長大規(guī)律、動 力學和可控因素，從而尋找防止晶粒長大的有效措施。800 MPa級細晶鋼是指在X65管線鋼的基礎上進行細化晶粒和純

22、凈化處理， 使其強度提高一倍，壽命增加一倍的新一代鋼鐵材料。利用高潔凈度X65鋼和普 通市售X65鋼，采取一定的工藝措施獲得細晶粒鋼，細晶組織如圖1,其平均粒徑分別為1.393卩m(圖1(a)、2.665卩m(圖1(b)，屈服強度達到了 800 MPa 再經(jīng)峰值溫度1350 C, t8/5分別為3.5 s和8 s的焊接熱循環(huán)，模擬其粗晶區(qū)，所得金相組織如圖2、3,其奧氏體的平均粒徑分別為：21卩m(圖2(a)、 28卩m(圖2(b)、26卩m(圖3(a)、52卩m(圖3(b)。從以上例子可知：800 MPa 級細晶鋼焊接時，即使t8/5很小，HAZ也出現(xiàn)較嚴重的晶粒粗化現(xiàn)象，且隨著 t8/5

23、的增加，晶粒粗化就更為嚴重。圖1X65細晶鋼顯微組織Fig.1 Mircrostructure of ultra-fi ne grained X65 steel(a)高潔凈度；(b)普通圖2高潔凈度X65細晶鋼顯微組織(峰值溫度1350 C )Fig.2 Mircrostructure of high-purity,ultra-fi ne grainedX65 steel(peak temperature:1350°C)(a) t 8/5 = 3.5 s ; (b) t 8/5 = 8 s圖3X65細晶鋼顯微組織(峰值1350 C)Fig.3 Mircrostructure of u

24、ltra-fi ne grained X65 steel(peak temperature:1350 C)(a) t 8/5 = 3.5 s ; (b) t 8/5 = 8 s(2) HAZ淬 硬性在靠近熔合線的HAZ奧氏體晶粒易粗化和硬化。為了減少冷裂和接頭韌性 的損失，通常限制HAZ的最大硬度。如造船用結構鋼和破冰船，其硬度限制在 HV 300350之間。為避免應力腐蝕，硬度值也被限制，如在濕的H2S環(huán)境下,管線鋼的硬度限制在HV 248。HAZ的最大硬度隨著冷卻時間t8/5的增加而減小。(3) HAZ勺韌性和微觀組織下貝氏體和低碳馬氏體均有較好的韌性，且下貝氏體的韌性優(yōu)于低碳馬氏體，隨著

25、冷卻時間的增加，上貝氏體的含量越來越多，韌性逐漸降低。上貝氏體 和側板條鐵素體均有很低的韌性。 晶界鐵素體是冷卻時在原奧氏體晶粒邊界上析 出的，且上貝氏體和側板條件鐵素體從晶界鐵素體向晶內(nèi)生長。 一般把粗晶熱影 響區(qū)（CGHAZ和臨界粗晶熱影響區(qū)（IRCGHAZ稱作“局部脆性區(qū)” （LBZ），鐵素體 中固溶的碳小于奧氏體中固溶的碳， 奧氏體分解過程中碳從相變鐵素體析出且在 沒有相變的奧氏體中偏聚，這將推遲奧氏體相變且導致殘余奧氏體+高碳馬氏體（碳含量大于1 %）的混合組織（即M-A組元）形成，當鋼在臨界點之間的溫度區(qū)域 加熱時，奧氏體和鐵素體共存，將造成奧氏體中碳的偏析且導致硬化能力增加， 在

26、冷卻時轉化為M-A組元，它對HAZ的韌性極為不利，當晶粒粗大時，更為不利， HAZ的韌性強烈依賴M-A組元的體積分數(shù)。文獻1報道局部脆性區(qū)（LBZ）的影 響在夏氏V型沖擊試驗中不明顯，但在熱模擬HAZ試樣的CTO取驗中卻很明顯。 此外，當焊縫采用高匹配時，也將使HAZ的韌性損失，但與組織所引起的韌性損 失相比，是很小的。HAZ的低韌性不僅是由于M-A組元所占的體積分數(shù)所決定，也由其大的斷裂晶面 尺寸所決定， 因此可通過以下措施改善韌性： 可探索采用合適的焊接工藝， 以 減小LBZ區(qū)的整體面積；減小形成M-A組元的合金元素，如B、N、C元素含量； 減小Si、Al、P元素含量，可促進M-A組元的分

27、解；當鋼中細小彌散的析出 物在接近熔點時仍很穩(wěn)定，則能有效細化HAZ中的粗大奧氏體，導致上貝氏體和 側板條鐵素體的細化； 由于針狀鐵素體的斷裂晶面尺寸小， 韌性好， 所以若添 加一些細小穩(wěn)定的氧化物，不僅可降低HAZ粗晶區(qū)的晶粒尺寸，而且還可作為晶 內(nèi)針狀鐵素體的形核場地。（4）HAZ的 軟化 超細晶粒鋼主要是在形變條件下獲取細晶的，不能通過熱處理手段來恢復， 所以焊后HAZ會出現(xiàn)軟化，尤其當高熱輸入時，就更加明顯。不過這種局部軟化 對接頭整體強度的影響是受其他因素控制的， 如局部軟化區(qū)的寬度、 板厚和焊縫 強度匹配等因素。對于低強度級別的 400 MPa鋼而言，在高強匹配下，更高強度 的焊縫

28、和沒有受熱影響的母材對軟化區(qū)有強的拘束作用， 所以采用高匹配是防止 或減小HAZ軟化的有效措施之一。2.2 焊縫金屬的性能通常焊縫金屬的強度應與母材等強匹配或稍高于母材。 大多數(shù)焊接結構是在 焊后狀態(tài)下使用的， 焊縫金屬的強化依然要靠合金元素來實現(xiàn)， 因此，焊縫金屬 的碳當量將全面高于母材， 且當熔敷金屬的強度提高時， 其強度和韌性將對熱輸 入很敏感， 此時應考慮合適的焊接工藝。 所以當母材強度提高時， 獲得合適的焊 縫強度就變得較困難。400 MP訓晶鋼的焊縫金屬性能與HAZ生能相比，不是主要矛盾。對于400 MPa 級細晶鋼而言， 焊縫金屬要獲得優(yōu)良的強度和韌性， 焊縫金屬的理想組織應為針

29、 狀鐵素體，這就要嚴格控制焊接材料的化學成分，如 Ti-B 系列的焊條、焊劑和 Ni-Cr-Mo-V 系列的焊絲。當焊接大于800 MPa或更高強度級別的細晶鋼時，需全面考慮接頭性能。焊 縫和HAZ都有可能出現(xiàn)問題，HAZ的粗化問題可借鑒400 MPa級細晶鋼的有效防 止措施，如合適的焊接方法、 焊接工藝及其他焊接條件， 但隨鋼強度級別的提高， 800 MPa細晶鋼焊縫中易出現(xiàn)冷裂傾向，因此，對于 800 MPa級的細晶鋼而言， 主要問題便是解決焊縫金屬的性能， 即必須研制、 開發(fā)與母材性能相匹配的焊接 材料，焊縫金屬要獲得優(yōu)良的強度和韌性， 其焊縫金屬的理想組織應為超低碳貝 氏體，這方面的工作目前還沒有較成熟經(jīng)驗