SH-CCT diagram and cold cracking sensitivity of a 1300 MPa grade high strength low alloy steel
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摘要: 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(t8/5)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t8/5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t8/5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t8/5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t8/5＞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CE(IIW)和CEN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.
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关键词:
- 1300 MPa级低合金高强钢 /
- SH-CCT曲线 /
- 焊接热影响区 /
- 微观组织 /
- 冷裂敏感性
Abstract: Austenitization temperature of a 1300 MPa grade high strength low alloy steel was measured by the Formastor-FⅡ thermal expansion measurement, and the effect of cooling time from 800 to 500 ℃(t8/5) on the microstructure transformation and hardness change of the coarse grained heat affected zone was investigated by using Formastor-FⅡ, optical microscope, vickers hardness tester. The experimental results indicated that the microstructure of coarse grained heat affected zone (CGHAZ) was composed of lath martensite with hardness ranging from 438 to 454 HV5, when the t8/5 was 3 ~ 60 s. Along with the extension of cooling time, bainite began to form. When t8/5 was 150 s, the microstructure was mixtures of bainite and martensite with an average hardness of 413 HV5. The microstructure was mixtures of lath bainite and granular bainite with hardness ranging from 341 to 381 HV5 as t8/5 was 300 ~ 600 s. When t8/5 was longer than 600 s, the microstructure mainly consisted of granular bainite with hardness ranging from 269 to 322 HV5. The cold cracking sensitivity evaluation results show that the carbon equivalent CE (IIW) and CEN of the test steel are both greater than 0.5%, which has a certain tendency of cold cracking. Therefore, it is necessary to preheat welding, heat treatment after welding or heat preservation and slow cooling measures to avoid the formation of welding cold cracking. -
0. 序言
近年来，基于低碳环保，节能减排以及焊接结构设计的轻量化、大型化等要求，工程机械、海洋工程、石油化工、压力容器等工业领域对1 000 MPa级以上低合金高强钢的需求不断增大[1-3]. 焊接是低合金高强钢结构的主要加工方式，低合金高强钢焊接接头的质量直接决定着焊接结构的性能和使用可靠性，但随着低合金高强钢强度的提高通常伴随钢中C及合金元素含量的升高，这将导致其焊接工艺窗口缩小、冷裂倾向增大及焊接性变差等应用问题[4]. 焊接性和抗裂性已成为影响低合金高强钢焊接结构性能的关键因素，深入研究低合金高强钢的冷裂敏感性具有重要的工程应用和理论价值[5].
1 000 MPa级以上低合金高强钢通常采用热机械处理技术(thermo-mechanical controlled process，TMCP) + 调质处理获得强韧性匹配良好的回火马氏体组织，但该类钢在焊接过程中由于受到焊接加热温度高、高温停留时间短、加热和冷却速度快等热循环的影响，使其靠近焊缝的粗晶热影响区(coarse grained heat affected zone，CGHAZ)处于过热状态，导致奥氏体晶粒粗化和组织粗大，往往成为焊接接头中裂纹的萌生点和最薄弱的区域，严重降低焊接接头的整体性能[1]. 采用焊接热模拟方法绘制连续冷却转变曲线(simulated heat-affected-zone continuous cooling transformation curve，SH-CCT) 可反映试验钢在焊接热循环作用下的组织转变过程，探讨和掌握其粗晶热影响区的相变组织和性能变化规律[4-5]. 另外，对于低合金高强钢，通常采用焊接冷却时间t8/5 (800 ℃到500 ℃的冷却时间)来衡量高强钢焊接冷却速度的快慢. 在实际应用过程中，通过对比试验钢热影响区实际冷却时间(t8/5)与其SH-CCT曲线中的临界冷却时间或临界冷却速度，结合不同冷却条件下对应的硬度与试验钢热影响区最高硬度即可确定该试验钢焊接热影响区的组织构成和淬硬倾向. 因此，开展试验钢SH-CCT曲线测定及不同t8/5条件下热影响区的组织性能对其工程应用具有指导意义.
采用热膨胀法测定1 300 MPa级低合金高强钢在不同冷却速率下的相变起始点和相变结束点，结合显微组织分析及硬度试验绘制出1 300 MPa级低合金高强钢的SH-CCT曲线，进行不同冷却速率对应的热影响区显微组织及硬度变化规律研究. 并通过碳当量法、Graville图法间接评定1 300 MPa级低合金高强钢的冷裂敏感性，以期为该试验钢在工程应用中焊接工艺的合理制定提供理论和试验依据.
1. 试验方法
试验钢板为湖南华菱涟源钢铁有限公司生产调质态(淬火温度为900 ℃ ± 50 ℃，回火温度为250 ℃ ± 50 ℃) 6 mm厚1 300 MPa级LG1300QT钢板，其化学成分如表1所示. 由表1可知，该试验钢碳含量为0.20%，且包含一定量的Si，Mn，Ni，Cr，Mo等合金元素以增加试验钢的淬透性. 如适量的Si元素可抑制渗碳体的析出，Mo有利于降低回火脆性，Mn和Ni都是奥氏体扩大元素，能增加残余奥氏体的含量及稳定性，有利于提高延韧性，获得强韧性匹配良好的微观组织[6].
表 1 试验钢的化学成分(质量分数，%)Table 1. Chemical compositions of the experimental steelC Si Mn P S Cr Ni Mo Fe 0.20 0.25 0.89 0.0070 0.0030 0.40 1.21 0.55 余量 图1为1 300 MPa级低合金高强钢扫描电子显微镜(scanning electronic microscopy，SEM)图像. 由图1可见，该试验钢微观组织均为细小的回火板条马氏体，其基本力学性能如表2所示.
表 2 试验钢的基本力学性能Table 2. Mechanical properties of the experimental steel屈服强度
Rp0.2/MPa抗拉强度
Rm/MPa断后伸长率
A(%)冲击吸收能量
(−40 ℃)AKV/J1320 1540 10.0 82 依据YB/T 5127—2018《钢的临界点测定方法》和YB/T 5128—2018《钢的连续冷却转变曲线图的测定 膨胀法》，采用Formastor-F Ⅱ全自动相变仪对试验钢的临界相变点和SH-CCT图进行测定，热模拟试样尺寸为ϕ3 mm × 10 mm. 模拟焊接热循环参数如图2所示，首先将热膨胀试样以120 ℃/s的加热速率从室温加热到峰值温度1320 ℃，峰值温度停留时间为1 s，以冷却速率100 ℃/s降至奥氏体开始转变温度(Ac3)，再分别以100，50，20，10，5，2，1，0.5，0.3，0.15，0.1，0.05 ℃/s等系列冷却速率冷却到室温. 试样在不同冷却过程中发生相变使其体积发生变化，导致热膨胀曲线上出现拐点，采用切线法标定出该拐点所对应的温度，确定不同t8/5冷却时间下所对应的相变温度，绘制试验钢的SH-CCT曲线.
对热模拟试样进行砂纸研磨、机械抛光后，用体积分数为4%的硝酸酒精溶液浸蚀处理后，采用Olympus GX51型光学显微镜(optical microscope，OM)进行热膨胀试样微观组织观察，并分析不同冷却速度条件下试样微观组织构成及变化规律. 采用HV-5型维氏硬度计进行硬度测试，加载载荷为49 N, 加载时间10 s.
2. 试验结果与分析
2.1 奥氏体化相变温度
根据YB/T 5127—2018《钢的临界点测定方法》按照临界点测定标准(加热速度为0.05 ℃/s)测定该试验钢热膨胀试样变化曲线，试验结果如图3所示. 由图3可知，通过切线法测得试验钢在近似平衡态下的奥氏体化开始温度Ac1和奥氏体化结束温度Ac3分别为730和850 ℃.
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图 3 试验钢近似平衡态奥氏体化相变温度Figure 3. Austenite transformation temperature of the experimental steel2.2 微观组织和硬度
低合金高强钢的组织转变及构成取决于其化学成分及冷却条件. 图4和图5为不同t8/5条件下试验钢HAZ微观组织OM像.由图4可知，当t8/5在3 ~ 60 s之间时，由于整体冷却速度较快，试验钢热影响区室温组织均由典型的板条马氏体组织构成，且晶粒尺寸相对较小，随着冷却速度降低，板条马氏体组织和晶粒尺寸均有增大趋势[7]. 由图5a可见，当t8/5为150 s时，热影响区晶粒尺寸逐渐增大，组织有粗化趋势且在组织中出现板条贝氏体，试验钢热影响区室温组织为板条马氏体 + 少量板条贝氏体.
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图 4 试验钢不同冷速下HAZ粗晶区金相微观组织(t8/5：3 ~ 60 s)Figure 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![]()
图 5 试验钢不同冷速下HAZ粗晶区金相微观组织(t8/5：150 ~ 3 000 s)Figure 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当t8/5为300 ~ 600 s之间时，晶粒尺寸进一步长大，板条状组织形貌逐渐弱化，低温相变组织逐渐减少，中温相变组织逐渐增多，组织构成中板条贝氏体显著增加且出现粒状贝氏体，室温组织由板条贝氏体 + 粒状贝氏体构成，且随着冷却速度降低，粒状贝氏体组织增多，原奥氏体晶界内亚结构之间发生合并长大，晶界模糊，组织取向愈不明显[7-8]，如图5b和图5c所示. 当冷却速度进一步降低，t8/5时间增加，由图5d和图5e可以看到，显微组织中板条贝氏体显著减少，组织构成以粒状贝氏体为主，尤其当t8/5大于2 000 s时，显微组织均由粒状贝氏体构成，且组织明显长大粗化. 这是因为板条组织的形成通常需要较快冷却速度，但随着t8/5时间增大，较高相变温度停留时间增长，促进合金元素较为充分的扩散和未转变奥氏体的增多，均有利于这粒状贝氏体的形成.
粒状贝氏体组织由铁素体基体和其基体上分布的M-A岛组成，M-A岛的形成是由于当冷却速率较小时，组织转变过程中碳有足够的时间由α/γ相变前沿界面向γ内充分扩散，导致残余奥氏体中碳含量升高，最终形成稳定化的富碳奥氏体，随着冷却过程中贝氏体的进一步转变，抑制了富碳奥氏体向贝氏体铁素体转变，而在随后的冷却过程中形成残余奥氏体或M-A岛，呈断续的长条状或颗粒状分布在铁素体基体上[9-11]. 当热影响区中存在大量粒状贝氏体时(M-A岛以长条状或链状分布)，长条状或链状的M-A岛周围易产生应力集中成为潜在的起裂源，导致其冲击性能的急剧恶化. 因此，在1300 MPa级试验钢的焊接过程中，为避免CGHAZ性能的降低，应合理控制其焊接工艺，防止生成大量长条状或链状的M-A岛.
由图4和图5可知，不同t8/5条件下试验钢热模拟试样的微观组织特征均不大相同，因此采用OM微观组织金相及SISC IAS金相分析系统，进行不同t8/5条件下试验钢热影响区(heat affected zone，HAZ)显微组织测量，图6为试验钢HAZ粗晶区微观组织构成比例图. 由图6可知，当t8/5为3 ~ 60 s时，热影响区组织均为100%板条马氏体(M)；t8/5为60 ~ 300 s时，热影响区主要为板条马氏体/贝氏体混合组织，当t8/5为150 s时，板条马氏体和贝氏体(B)组织占比分别为40%和60%，随着t8/5增大，马氏体组织进一步减少；在t8/5为300 s时，热影响区均由贝氏体类组织构成，且随着t8/5增大，热影响区贝氏体类组织构成逐渐由板条贝氏体 + 少量粒状贝氏体向粒状贝氏体 + 少量板条贝氏体转变；当t8/5大于2000 s时，热影响区组织由100%粒状贝氏体构成.
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图 6 不同t8/5条件试验钢CGHAZ不同组织占比Figure 6. Microstructure proportion of CGHAZ of experimental steel at different t8/5对不同t8/5冷却条件下试验钢热模拟试样进行维氏硬度测量，测试部位为试样横截面中心区域，图7为试验钢热模拟试样硬度测定结果. 由图7可知，未经热模拟的试验钢硬度值在443 ~ 468 HV5范围内，热模拟试样维氏硬度随t8/5的增大整体呈降低趋势. 当t8/5为3 ~ 60 s时，组织和硬度值无明显变化，硬度值基本维持在438 ~ 454 HV5范围内；当冷却速度快时，高温下奥氏体中的碳来不及扩散、聚集，从而以过饱和的形式存在于原奥氏体中，并随之在低温区间发生马氏体相变，在马氏体相变过程中由于发生不均匀切边产生了大量的位错、孪晶及空位，以及合金元素的固溶强化等均导致板条马氏体硬度较高. 当t8/5为60 ~ 300 s时，组织中板条马氏体逐渐减少，板条贝氏体组织逐渐增多，整体硬度呈逐渐降低的趋势；t8/5为150 s时，板条马氏体/贝氏体混合组织平均硬度为413 HV5. 当t8/5为300 ~ 600 s时，随冷却速度进一步降低，组织构成由板条贝氏体为主 + 少量粒状贝氏体向粒状贝氏体为主转变，硬度逐步降低，硬度值341 ~ 381 HV5. 当t8/5大于600 s时，随着组织中粒状贝氏体含量增多，硬度随之降低；当t8/5大于2 000 s后，硬度值较为稳定的保持在261 ~ 278 HV5范围. 从不同t8/5条件下试验钢热模拟试样硬度变化可知，当t8/5大于60 s后，其硬度值已低于母材硬度，试验钢热影响区出现软化现象，在工程应用中可通过限制焊接热输入等工艺措施减少或避免这种现象.
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图 7 不同t8/5条件下试验钢热模拟试样硬度Figure 7. Hardness of experimental steel thermal simulated samples at different t8/52.3 试验钢SH-CCT图
通过SH-CCT图可预测试验钢焊接热影响区粗晶区的组织及性能，通常对实际焊接生产有重要的指导意义. 采用Formastor-FⅡ型热模拟试验机测得不同冷却速度条件下的热膨胀曲线，采用切线法确定不同冷却速度对应的相变起始点和结束点并进行标定，结合试样微观组织分析和维氏硬度测试结果，绘制出1 300 MPa级试验钢的SH-CCT曲线如图8所示. 该图反应了1 300 MPa级试验钢在模拟焊接冷却条件下其热影响区组织和性能的变化规律.
由图8可知，1 300 MPa级试验钢随t8/5时间的延长，即冷却速率由快变慢，调质态1 300 MPa级低合金高强钢发生了马氏体、马氏体 + 贝氏体、贝氏体 3种类型的组织转变. 根据试验钢 SH-CCT图各区域组织的临界转变条件，结合不同冷却条件下( t8/5 ) 试验钢组织特征及硬度测试结果，为使试验钢种焊接热影响区获得较好的组织性能，焊接时应通过合理的工艺控制，避免采用较大的焊接热输入使焊接热影响区中形成晶粒粗大、组织粗化的区域以及性能较差的粒状贝氏体区域. 结合硬度分析结果，当t8/5为60 ~ 300 s时，试验钢热影响区硬度已低于试验钢母材的443 HV5，热影响区出现软化趋势，但此时硬度仍高于国际焊接协会(IIW)标准规定具有冷裂纹敏感性的热影响区最高硬度(350 HV5) ，当t8/5为60 s时，试验钢热影响区硬度平均值为445 HV5，与母材硬度相当. 因此，该试验钢在实际焊接过程中，为避免接头热影响区出现软化现象，通过焊接热输入合理控制，使其焊接冷却时间t8/5应控制在60 s以内，以期获得与试验钢母材强度相当的焊接接头.
2.4 冷裂纹敏感性
钢种的淬硬倾向、焊接接头含氢量及其分布和接头所承受的拘束应力是影响冷裂纹产生的主要原因[12-13]. 由于高强钢焊接冷裂纹倾向较大，其热影响区淬硬倾向及冷裂纹敏感性均与钢材的化学成分直接相关，可采用其化学成分和碳当量及冷裂敏感系数来评估钢材冷裂纹敏感性. 采用国际焊接协会推荐的碳当量CE(IIW)公式和误差精度小的碳当量CEN公式及冷裂纹敏感系数Pcm来评估该试验钢的冷裂纹敏感性. 另外在Graville图中可根据碳含量和碳当量将待焊钢材分为了易焊接区域Ⅰ、可焊接区域Ⅱ和难焊接区域Ⅲ.
$$ \begin{split} C_{\rm{E}}=&{\omega }_{{\rm{C}}} + {\omega }_{{\rm{Mn}}}\text{/6 + (}{\omega }_{{\rm{Cu}}} + {\omega }_{{\rm{Ni}}})/15 +\\& ({\omega }_{{\rm{Cr}}} + {\omega }_{{\rm{Mo}}} + {\omega }_{{\rm{V}}})\text{/5} \end{split} $$ (1) $$ \begin{split} C_{\rm{EN}}=&{\omega }_{{\rm{C}}} + A\left(C\right)({\omega }_{\text{Si}}\text{/24 + }{\omega }_{\text{Mn}}\text{/6 + }{\omega }_{\text{Cu}}\text{/15} +\\& {\omega }_{\text{Ni}}\text{/20 + (}{\omega }_{\text{Cr}} + {\omega }_{\text{Mo}} + {\omega }_{{\rm{V}}} + {\omega }_{\text{Nb}})/5 + 5{\omega }_{{\rm{B}}}) \end{split} $$ (2) $$A\left(C\right)=0.75 + 0.25\text{tgh}\left[20({\omega }_{{\rm{C}}}-0.12)\right] $$ (3) $$ \begin{split} P_\text{cm}= &{\omega }_{{\rm{C}}} + {\omega }_{\text{Si}}\text{/30} + ({\omega }_{\text{Mn}} + {\omega }_{\text{Cu}} + {\omega }_{\text{Cr}})/20 +\\& {\omega }_{\text{Ni}}\text{/60} + {\omega }_{\text{Mo}}\text{/15} + {\omega }_{{\rm{V}}}\text{/10} + \text{5}{\omega }_{{\rm{B}}} \end{split} $$ (4) 计算得该试验钢碳当量为CE(IIW) = 0.63%，CEN = 0.53%，冷裂纹敏感系数为Pcm = 0.39%，均高于用于评定具有冷裂倾向的碳当量指标0.45%及敏感系数指标0.25%. 同时，从图9可知，该试验钢位于Graville图中的难焊接区域，表明该试验钢淬硬倾向较大，焊接热影响区容易产生冷裂纹[14].
对于冷裂敏感性较高，冷裂倾向较大的低合金高强钢，通常采用焊前预热，焊后热处理等工艺措施，避免焊接冷裂纹产生，从而获得组织性能良好的焊接接头[12]. 通过焊前预热处理，降低冷却速率，延长奥氏体冷却转变的时间，促使焊缝中氢的扩散逸出，减少生成淬硬组织的倾向，降低冷裂敏感性. 根据曹继明提出的用碳当量CEN确定预热温度的方法算得该试验钢最低预热温度约在150 ℃左右[15]，因此该试验钢焊接时道间温度可控制在100 ~ 150 ℃范围内. 利用经验公式(5)计算可知，该试验钢焊接后热温度TP应不低于126 ℃，为降低后热时间，提高生成效率，该试验钢焊接后热温度应选择在150 ~ 250 ℃之间.
$$ \begin{split} {T}_{{\rm{P}}} =&455.5{\left[C_\text{eq}\right]}_{{\rm{p}}} - 111.4 {\left[C_\text{eq}\right]}_{{\rm{p}}} = {\omega }_{{\rm{C}}} + 0.203\;3{\omega }_{\text{Mn}} +\\& 0.047\;3{\omega }_{\text{Cr}} + 0.122\;8{\omega }_{\text{Mo}} + 0.029\;2{\omega }_{\text{Ni}} - 0.079\;2{\omega }_{\text{Si}} +\\& 0.035\;9{\omega }_{\text{Cu}}-\text{1.595}{\omega }_{{\rm{P}}} + 1.692{\omega }_{{\rm{S}}} + \text{0.844}{\omega }_{{\rm{V}}} \end{split} $$ (5) 由于该试验钢板厚为6 mm，通过经验公式(5)并参考工程实际常用焊接工艺，当热输入大范围变动时，临界板厚δCr均小于试验钢板厚，因此选用三维传热经验公式(7)确定试验钢在焊接时，当t8/5在6 ~ 15 s时，其焊接热输入约在10 ~ 30 kJ/cm范围内.
$$ {\mathrm{\delta }}_{{\rm{Cr}}}=\sqrt{\frac{E}{2c_{{\rm{\rho}} }}\left(\frac{1}{500-{T}_{0}}-\frac{1}{800-{T}_{0}}\right)} $$ (6) $$ {{t}^{}_{8/5}}=\left(0.67-5\times {10}^{-4}{T}_{0}\right){\eta }{{{E}}}\left(\frac{1}{500-{T}_{0}}-\frac{1}{800-{T}_{0}}\right){F}_{3} $$ (7) 式中：E为焊接热输入；
$ c_{{\rm{\rho}} } $ 为容积比热容；T0为初始温度；η为热效率；F3为接头系数.综合试验钢SH-CCT图、显微组织及硬度等分析可知，该钢具有较大的淬硬倾向及冷裂纹敏感性，且当t8/5＞60 s时热模拟区域硬度低于母材，出现软化现象；当试验钢焊接热模拟t8/5在6 ~ 15 s之间，即焊接热输入控制在10 ~ 30 kJ/cm范围内，试验钢热影响区组织及硬度与母材相当，可得到与母材强度匹配的焊接接头，但焊接时需采取焊前预热和焊后热处理的措施避免产生冷裂纹等缺陷.
3. 结论
(1) 通过1 300 MPa级低合金高强钢焊接热模拟试验，获得试验钢焊接热影响区连续冷却转变曲线. 当t8/5在3 ~ 60 s时，试验钢热影响区均为细小的板条马氏体组织；随着t8/5(150→300→2 000 s)延长，热影响区组织由板条马氏体 + 板条贝氏体逐渐向粒状贝氏体构成转变，且晶粒尺寸逐渐增大，组织逐步粗化.
(2) 试验钢热模拟试样热影响区硬度随着t8/5延长，总体呈下降趋势，这是由于冷却速度降低，其组织构成由板条马氏体向粒状贝氏体转变所致. 当t8/5＞60 s时，热影响区硬度低于试验钢母材硬度，即热影响区出现软化现象.
(3) 该试验钢碳当量CE(IIW)为0.63%，CEN为0.53%，冷裂纹敏感系数为Pcm为0.39%，位于Graville图中难焊接区，均表明该试验钢具有较大的淬硬倾向及冷裂纹敏感性. 为获得与母材相当性能的接头，焊接时应控制焊接热输入(t8/5＜60 s)，同时应采取焊前预热和焊后热处理等措施避免产生冷裂纹等缺陷.
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图 3 试验钢近似平衡态奥氏体化相变温度
Figure 3. Austenite transformation temperature of the experimental steel
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图 4 试验钢不同冷速下HAZ粗晶区金相微观组织(t8/5：3 ~ 60 s)
Figure 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
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图 5 试验钢不同冷速下HAZ粗晶区金相微观组织(t8/5：150 ~ 3 000 s)
Figure 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
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图 6 不同t8/5条件试验钢CGHAZ不同组织占比
Figure 6. Microstructure proportion of CGHAZ of experimental steel at different t8/5
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图 7 不同t8/5条件下试验钢热模拟试样硬度
Figure 7. Hardness of experimental steel thermal simulated samples at different t8/5
表 1 试验钢的化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical compositions of the experimental steel
C Si Mn P S Cr Ni Mo Fe 0.20 0.25 0.89 0.0070 0.0030 0.40 1.21 0.55 余量 
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表 2 试验钢的基本力学性能
Table 2 Mechanical properties of the experimental steel
屈服强度
Rp0.2/MPa抗拉强度
Rm/MPa断后伸长率
A(%)冲击吸收能量
(−40 ℃)AKV/J1320 1540 10.0 82
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