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建设海洋强国是实现中华民族伟大复兴的重大战略任务. 随着海洋战略实施，海洋用钢需求持续增加,未来海洋用钢具有广阔的发展前景[1]. 在钢结构逐渐轻量化和大型化的时代背景下，海洋用钢也逐渐向高强度、轻量化方向发展. 大多数海洋用钢应用过程中需要进行焊接加工，焊接接头质量直接决定焊接结构质量. 国内1 000 MPa级以上高强度海洋用钢焊接应用存在的主要问题是焊缝金属强韧性匹配不合理，即难以在取得高强度的同时保持韧性[2]. 高强度海洋用钢焊接熔敷金属的强韧性匹配是当前研究的热点问题[3-4].
Ni元素可降低韧脆转变温度有助于改善高强钢焊缝金属低温性能，提高焊接接头强韧性匹配[5]. 文献[6]研究表明，Ni元素可以有效提高600 MPa级高强钢焊缝强韧性匹配，随着Ni元素含量增加，强度升高，韧性先降低后升高，焊缝组织以针状铁素体和粒状贝氏体为主. 文献[7]研究表明，随着Ni元素含量增加(ω(Ni) = 0 ~ 6%)，850 MPa级高强钢焊缝金属组织由先共析铁素体 + 粒状贝氏体→板条贝氏体 + 针状铁素体→板条贝氏体 + 板条马氏体 + 针状铁素体转变，ω(Ni) = 4%时性能最优. 文献[8]研究表明，随着Ni元素含量增加(ω(Ni) = 0 ~ 6%)，900 MPa级低碳贝氏体高强钢熔敷金属淬透性增加，组织由粒状贝氏体、针状铁素体、板条贝氏体转变为板条马氏体组织. 文献[9]研究表明，随着Ni元素含量增加(ω(Ni) = 2.5% ~ 5.8%)，900 MPa级高强钢焊缝金属组织由马氏体 + 贝氏体转变为以马氏体为主，并出现联合贝氏体，强度增加，韧性变化不大.
上述研究表明，Ni元素含量可影响高强钢焊缝金属组织及强韧性匹配，且对不同强度级别影响规律有一定差异. 目前报道焊缝金属强度级别为600 ~ 900 MPa，而Ni元素含量对1 000 MPa级高强钢熔敷金属的组织及强韧化机理研究报道较少.
文中采用四种不同Ni元素含量自研制气体保护实心焊丝，利用TIG焊制备熔敷金属，研究Ni元素含量对1 000 MPa级高强高韧熔敷金属组织转变特征及强韧化机理的影响. 以期为1 000 MPa级高强高韧气体保护焊丝的开发和应用提供理论依据及技术支撑.
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采用Q960低合金高强钢板(调质态)进行焊接试验. 试板尺寸为350 mm × 200 mm × 20 mm，坡口形式及熔敷金属力学性能试样取样如图1所示. 焊接材料为四种自制的Ni-Cr-Mo系气体保护实芯焊丝，直径为1.6 mm. 采用TransPuls 5000焊机，焊接热输入为13 kJ/cm，道间温度为100 ~ 120 ℃，焊后缓冷，保护气体为高纯氩气，气体流量为20 L/min.
图 1 坡口形式及熔敷金属力学性能取样示意图(mm)
Figure 1. Groove form and Mechanical properties of deposited metal specimen
依据国家标准GB/T 2652—2008《焊缝及熔敷金属拉伸试验方法》进行拉伸试验. 依据国家标准GB/T 2650—2008《焊接接头冲击试验方法》进行焊缝−50 ℃夏比冲击试验. 采用VH-5型维氏硬度仪测量熔敷金属末道焊硬度，载荷为49 N，加载时间为10 s. 采用火花光谱仪对熔敷金属的成分进行分析. 焊接试验采用多层多道焊，考虑下一道焊缝对上一道焊缝的热作用对组织产生一定的影响，故选择末道焊组织进行观察. 金相试样经砂纸研磨、抛光后，采用4% (体积分数)硝酸酒精溶液腐蚀，然后使用Leica MEF4M光学显微镜(OM)观察其金相组织，分别使用FEI Quanta 650热场发射型扫描电子显微镜(SEM)和H800透射电镜(TEM)对熔敷金属精细组织进行观察. 透射电镜试样先用砂纸磨至40 ~ 50 μm，再用MTP-1A双喷电解减薄仪进行双喷减薄，电解液为8%(体积分数)的高氯酸乙醇溶液，电压为25 V，电流为60 mA，电解温度为−25 ℃. 使用德国布鲁克D8 ADVANCE X射线衍射仪(XRD)对熔敷金属进行物相分析，并根据标准YB/T 5338—2019测量残余奥氏体(retained austenite，RA)的体积分数.
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表1为熔敷金属化学成分，由表1可知，熔敷金属化学成分中ω(Ni)分别为2.48%，3.32%，4.59%，5.44%，其它元素由于焊接烧损等原因微量变化，整体变化小，且S，P等杂质元素含量较低.
表 1 熔敷金属化学成分(质量分数ω，%)
Table 1. Chemical compositons of deposited metals
试样 C Si Mn Ni Cr + Mo S P 1号 0.055 0.32 1.66 2.48 1.5 0.004 3 <0.005 2号 0.050 0.31 1.63 3.32 1.49 0.003 8 <0.005 3号 0.054 0.34 1.70 4.59 1.51 0.004 2 0.002 4号 0.060 0.32 1.60 5.44 1.52 0.003 9 <0.005 -
熔敷金属的晶粒尺寸取决于化学成分、冷却速度、凝固模式等因素[10-11]. 不同Ni元素含量熔敷金属末道焊金相组织如图2所示，由图2可知，熔敷金属主要由柱状晶构成，且随着Ni元素含量的增加，柱状晶粒尺寸(宽度)明显增加. 为定量研究不同Ni元素含量对熔敷金属柱状晶宽度的影响规律，利用线性截距法测得柱状晶粒平均尺寸如图3所示. 从图3可以看出，当Ni元素质量分数由2.48%增加至3.32%时，柱状晶宽度由90 μm左右增大到 110 μm左右.当Ni元素质量分数增加至4.59%时，柱状晶宽度达到最大值，约为420 μm. 随着Ni元素含量进一步增加，柱状晶宽度下降至270 μm左右.
图 2 熔敷金属柱状晶粒形貌(OM)
Figure 2. OM image of deposited metal columnar grains. (a) ω(Ni) = 2.48%; (b) ω(Ni) = 3.32%; (c) ω(Ni) = 4.59%; (d) ω(Ni) = 5.44%
图 3 熔敷金属柱状晶粒尺寸
Figure 3. Columnar grain size of deposited metal
在焊接工艺参数一定的条件下，熔敷金属柱状晶尺寸主要与其凝固模式有关. 采用Thermal-Cala热力学分析软件，利用TCFE 7数据库模拟熔敷金属的凝固相变过程，分析Ni元素含量对凝固模式的影响. 图4a为模拟的Ni元素与温度的多元体系垂直变温截面相图，图4b为依据相图绘制的熔池液态金属凝固模式示意图. 从图4可知，随着Ni元素含量增加，凝固模式从以δ铁素体为初生相的L-δ-γ模式向L-γ模式转变；奥氏体晶粒由在δ-F的边界形核转变为直接在液相中形核，长大趋势增加. 所以，随着Ni元素含量增加，柱状晶尺寸增大，这对韧性产生不利影响，与文献研究结果一致[12,13]. 随着Ni元素含量进一步增加，柱状晶开始细化；Ni元素含量进一步增加，L-γ转变温度降低，化学元素扩散速率减慢，柱状晶尺寸减小.
图 4 相图及凝固模式示意图
Figure 4. Phase diagram and schematic diagram of solidification mode. (a) vertical cross-section phase diagrams of deposited metal; (b) schematic of solidification model of weld pool metal
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图2中可观察到柱状晶内存在板条状组织，采用SEM进一步观察，如图5所示. 四种熔敷金属组织均由板条马氏体(lath martensite，LM)、板条贝氏体(lath bainite，LB)和联合贝氏体组织(coalesced bainite，CB)组成[14]. 从图5可知，随着Ni元素含量增加，CB的数量明显增多，板条间析出碳化物的LB组织相对减少，LM组织增多. 利用Image Pro Plus (IPP)对CB的面积占比进行统计分析，结果如图6所示. 由图6可知，随着Ni元素含量的增加，CB的面积占比逐渐增加，在Ni含量为5.44%时，CB面积占比增加趋势减缓达到最大值14%左右.
图 5 熔敷金属显微组织形貌
Figure 5. SEM image of deposited metal microstructure. (a) ω(Ni) = 2.48%; (b) ω(Ni) = 3.32%; (c) ω(Ni) = 4.59%; (d) ω(Ni) = 5.44%
图 6 CB面积占比
Figure 6. CB area ratio
LM和LB数量主要与马氏体转变开始温度Ms和贝氏体转变开始温度Bs有关. 根据Andrews经验公式[15](式1，2)计算Ms和Bs，变化趋势如图7所示. 由图7可知，随着Ni元素含量的增加，Bs与Ms均下降，但二者差值减小. 当Ni元素含量较低时，Bs点温度较高，贝氏体相变可以充分进行；Ni元素含量增加时，Bs与Ms降低并接近，使得贝氏体相变发生时间较短，随后进行马氏体相变. 最终随着Ni元素含量增加，熔敷金属中马氏体相对增加，贝氏体相对减少. CB的增加基于两个原因，一方面随着Ni元素含量的增加，柱状晶晶粒生长粗大，为随后的贝氏体铁素体板条生长提供了足够的空间，且随着Ni元素含量增加，晶内组织由交错分布逐渐变为平行分布，平行分布的贝氏体板条为合并提供便利[16]；另一方面，随着Ni元素含量的增加，相变温度下降，相变驱动力增加，为贝氏体板条合并提供所需的动力[17-18].
图 7 相变点温度变化趋势
Figure 7. Temperature change trend diagram of phase transition point
$$\begin{split} \mathrm{B}_\mathrm{s}=&830-270\omega_\mathrm{C}-90\omega_\mathrm{Mn}-37\omega_\mathrm{Ni}-\\& 70\omega_\mathrm{Cr}-83\omega_\mathrm{Mo}, \end{split}$$ (1) $$\begin{split} \mathrm{M}_\mathrm{s}=& 539-423\omega_\mathrm{C}-304\omega _\mathrm{Mn}-17.7\omega _\mathrm{Ni}-\\& 12.1\omega _\mathrm{Cr}-7.5\omega _\mathrm{Mo}, \end{split} $$ (2) 采用TEM进一步确定熔敷金属组织精细结构，如图8所示. 图8a中粗大的CB基体上分布着方向不一致的颗粒状或短条状碳化物，CB与周围的贝氏体、马氏体板条差异明显，板条宽度相差1 μm以上. 在图8b中可观察到平行分布的马氏体、贝氏体板条中间存在薄膜状组织，以及板条聚合形成的CB组织. 板条聚合使得界面消失，形成粗大的CB组织，抵抗裂纹扩展能力下降，且粗大的CB导致组织不均匀也会对韧性产生不利影响[5].
图 8 熔敷金属组织形貌(ω(Ni) = 3.32%)
Figure 8. TEM image of deposited metal. (a) combined bainite; (b) lath polymerization
为确定板条间存在薄膜状组织类型，采用TEM明暗场像进行观察，并进行衍射花样标定(图9)，确认薄膜状组织为残余奥氏体. 薄膜状残余奥氏体对熔敷金属韧性存在一定影响. 为探究Ni元素含量对残余奥氏体含量的影响，采用X射线衍射仪(XRD)进行定量分析，XRD衍射图谱及定量分析结果如图10所示. 由图10b的XRD结果可知，熔敷金属中Ni元素含量与残余奥氏体含量存在正比例关系，且当Ni元素质量分数为5.44%时，残余奥氏体质量分数达到最大值4.2%.
图 9 残余奥氏体明、暗场像及衍射花样(ω(Ni) = 3.32%)
Figure 9. Bright and dark field images and diffraction patterns of retained austenite. (a) bright-field TEM image; (b) dark-field TEM image of retained austenite
图 10 残余奥氏体XRD测量结果
Figure 10. XRD measurement results of retained austenite. (a) XRD pattern; (b) quantitative results graph
熔敷金属中Ni元素含量增加，扩大奥氏体相区，相变点降低，使得奥氏体的稳定性增加. 而且马氏体板条内存在高密度位错，高位错密度管道会加速溶质C原子的扩散，从而使得稳定性高的奥氏体不发生转变而残留下来[19]. 对于板条间存在的薄膜状残余奥氏体组织，普遍认为对改善焊缝组织韧性有积极作用，当裂纹发生扩展时，薄膜状残余奥氏体可有效释放裂纹尖端应力集中，消耗裂纹扩展能量使裂纹尖端发生钝化，有效阻止裂纹扩展，从而提高熔敷金属韧性[20-22].
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不同Ni元素含量熔敷金属试样力学性能变化关系曲线如图11，图12所示. 由图11可见，随着Ni元素含量的增加，熔敷金属的屈服强度和抗拉强度均增大，并在Ni元素质量分数为5.44%时达到最大值，屈服强度为1 005 MPa，抗拉强度为1 087 MPa. 通过测量熔敷金属末道焊ViCkers硬度(HV5)平均值可知，随着Ni元素含量增加，熔敷金属硬度依次为329，336，369，374 HV5. 根据硬度测试结果并结合图5分析，板条马氏体增加是熔敷金属强度增加的主要原因. 熔敷金属的断后伸长率和冲击吸收能量均随Ni元素含量增加而降低，当Ni元素质量分数为4.59%时达到最低值，分别为15%和49 J，这与柱状晶晶粒大小和组织中CB的数量有关.
图 11 熔敷金属拉伸性能
Figure 11. Tensile properties of deposited metal
图 12 熔敷金属冲击性能
Figure 12. Impact properties of deposited metal
当Ni元素质量分数由2.48%增加至4.59%时，一方面柱状晶晶粒尺寸增加(图2)，晶粒尺寸变大脆性断裂的趋势增加[23]；另一方面，板条贝氏体组织聚合形成粗大不均匀的CB组织，也使得熔敷金属的韧性下降. 研究认为CB中的碳化物会作为起裂源，进一步降低韧性[24]. 当Ni元素质量分数增至5.44%时，断后伸长率和冲击吸收功均增大至17%和95 J. 这是因为Ni元素质量分数为5.44%时，柱状晶晶粒尺寸相对减小，脆性断裂的趋势降低，熔敷金属中CB占比增加趋势减缓，而残余奥氏体数量增加到最大值4.2%. 即薄膜状残余奥氏体数量和晶粒尺寸减小对韧性的优化作用大于CB的劣化影响，韧性上升.
通过图11还可以发现屈服强度和抗拉强度的差值逐渐增加. 通过计算屈强比发现，随着Ni元素含量增加，屈强比降低，依次为0.96，0.95，0.94和0.92. 屈强比是衡量金属材料均匀塑性变形能力的重要指标，当Ni元素质量分数为5.44%时，屈强比最低，材料发生屈服后有较大的塑性变形空间，塑性储备大，不容易突然开裂，安全性高[25]. 屈强比降低原因与马氏体等硬相和残余奥氏体等软相增加有关，软硬相强度相差较大时，屈服强度降低. 综合考虑，当Ni元素质量分数为5.44%时，熔敷金属强度高、韧性良好、屈强比低，熔敷金属具有最佳的强韧性匹配. 韧性变化可以从图13不同Ni元素含量熔敷金属冲击试样的断口形貌得到验证.
图 13 熔敷金属冲击断口形貌
Figure 13. Impact fracture morphology of deposited metal. (a) ω(Ni) = 2.48%; (b) ω(Ni) = 3.32%; (c) ω(Ni) = 4.59%; (d) ω(Ni) = 5.44%; (e) ω(Ni) = 2.48%; (f) ω(Ni) = 3.32%; (g) ω(Ni) = 4.59%; (h) ω(Ni) = 5.44%
采用SEM观察四种熔敷金属冲击断口如图13所示. 从图13a ~ 13d宏观断口可以看出，不同Ni元素含量熔敷金属断口形貌均由韧窝区、放射区及剪切唇组成，随着Ni元素含量增加，断口形貌变得越来越平整. 从图13e ~ 13h放射区局部放大图可以发现，随着Ni元素含量增加，熔敷金属放射区韧窝变小、数量变少，说明熔敷金属的韧性降低. 当Ni元素质量分数为4.59%时，此时断口形貌平整，且断口上出现了二次裂纹，所以熔敷金属韧性最差. 当Ni元素质量分数增至5.44%时，与Ni元素质量分数为4.59%时相比，断口上韧窝有所增加，且出现不同的解理台阶，说明熔敷金属韧性有所上升，这与图12冲击功试验结果相一致.
由以上研究可知，随着Ni元素含量的增加，1 000 MPa高强钢熔敷金属中的板条马氏体组织增加是强度增加的主要原因. 熔敷金属柱状晶尺寸先增大后减小，微观组织中板条贝氏体聚合减少，联合贝氏体及残余奥氏体增多，综合影响熔敷金属韧性. 且CB组织和粗大柱状晶是熔敷金属韧性下降的主要原因，薄膜状残余奥氏体的增加可改善韧性.
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(1) 不同Ni含量熔敷金属组织均由板条马氏体、板条贝氏体、联合贝氏体和残余奥氏体组成；随着Ni含量增加，板条马氏体、联合贝氏体和残余数量增多，板条贝氏体数量相对减少.
(2) 随着Ni含量增加，熔敷金属中板条马氏体数量增多，熔敷金属强度提高；熔敷金属的柱状晶宽度、联合贝氏体占比增加，脆化倾向增大，塑韧性降低，薄膜状残余奥氏体增加可改善熔敷金属塑韧性.
(3) 随着Ni元素含量增加，1 000 MPa级高强钢熔敷金属强度增加，而冲击韧性先降后升；当Ni元素质量分数为5.44%时，熔敷金属获得最佳的强韧性配合：屈服强度为1 005 MPa，−50 ℃冲击吸收能量为95 J,屈强比为0.92.
Study on mechanism of strengthening and toughening of deposited metal of 1000 MPa grade high strength steel
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摘要: 自主设计四种不同Ni元素含量(ω(Ni))的Ni-Cr-Mo系焊丝，采用TIG焊制备1 000 MPa级高强钢熔敷金属. 利用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、X射线衍射仪(XRD)等，对不同Ni元素含量的熔敷金属微观组织进行表征，通过拉伸、冲击、硬度试验对熔敷金属力学性能进行测试，探求Ni元素含量对1 000 MPa级高强钢熔敷金属强韧性机理的影响规律. 结果表明，不同Ni元素含量熔敷金属组织均由板条马氏体、板条贝氏体、联合贝氏体及残余奥氏体组成；Ni元素含量不同，微观组织不同；随着Ni元素含量增加，柱状晶宽度增大，板条马氏体、联合贝氏体及残余奥氏体增多，板条贝氏体减少，熔敷金属强度提高，塑性降低；当ω(Ni) = 5.44%时，强韧匹配最佳，屈服强度为1 005 MPa，−50 ℃冲击吸收能量为95 J.
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关键词:
- Ni元素 /
- 1 000 MPa级熔敷金属 /
- 微观组织 /
- 强韧化机理
Abstract: Four kinds of Ni-Cr-Mo wire with different Ni contents were designed independently, and the deposited metal of 1000 MPa high strength steel was prepared by TIG welding. optical microscope(OM), scanning electron microscopy(SEM), transmission electron microscopy(TEM), X-ray diffractometer(XRD) were used to characterize the microstructure of the deposited metal with different Ni contents. The mechanical properties of the deposited metal were tested by tensile, impact and hardness tests. The influence of Ni content on the strength and toughness mechanism of deposited metal of 1000 MPa high strength steel was investigated. The results show that the microstructure of the deposited metal with different Ni contents is composed of lath martensite, lath bainite, combined bainite and retained austenite. Different Ni content results in different microstructure. With the increase of Ni content, the width of columnar grains increases, lath martensite, combined bainite and retained austenite increase, lath bainite decreases, the strength of the deposited metal increases, and the plasticity decreases; when the Ni content is 5.44 %, the strength and toughness match is the best, the yield strength is 1005 MPa, and the impact energy at -50 ℃ is 95J. -
图 1 坡口形式及熔敷金属力学性能取样示意图(mm)
Figure 1. Groove form and Mechanical properties of deposited metal specimen
图 2 熔敷金属柱状晶粒形貌(OM)
Figure 2. OM image of deposited metal columnar grains. (a) ω(Ni) = 2.48%; (b) ω(Ni) = 3.32%; (c) ω(Ni) = 4.59%; (d) ω(Ni) = 5.44%
图 4 相图及凝固模式示意图
Figure 4. Phase diagram and schematic diagram of solidification mode. (a) vertical cross-section phase diagrams of deposited metal; (b) schematic of solidification model of weld pool metal
图 5 熔敷金属显微组织形貌
Figure 5. SEM image of deposited metal microstructure. (a) ω(Ni) = 2.48%; (b) ω(Ni) = 3.32%; (c) ω(Ni) = 4.59%; (d) ω(Ni) = 5.44%
图 8 熔敷金属组织形貌(ω(Ni) = 3.32%)
Figure 8. TEM image of deposited metal. (a) combined bainite; (b) lath polymerization
图 9 残余奥氏体明、暗场像及衍射花样(ω(Ni) = 3.32%)
Figure 9. Bright and dark field images and diffraction patterns of retained austenite. (a) bright-field TEM image; (b) dark-field TEM image of retained austenite
图 10 残余奥氏体XRD测量结果
Figure 10. XRD measurement results of retained austenite. (a) XRD pattern; (b) quantitative results graph
图 13 熔敷金属冲击断口形貌
Figure 13. Impact fracture morphology of deposited metal. (a) ω(Ni) = 2.48%; (b) ω(Ni) = 3.32%; (c) ω(Ni) = 4.59%; (d) ω(Ni) = 5.44%; (e) ω(Ni) = 2.48%; (f) ω(Ni) = 3.32%; (g) ω(Ni) = 4.59%; (h) ω(Ni) = 5.44%
表 1 熔敷金属化学成分(质量分数ω，%)
Table 1. Chemical compositons of deposited metals
试样 C Si Mn Ni Cr + Mo S P 1号 0.055 0.32 1.66 2.48 1.5 0.004 3 <0.005 2号 0.050 0.31 1.63 3.32 1.49 0.003 8 <0.005 3号 0.054 0.34 1.70 4.59 1.51 0.004 2 0.002 4号 0.060 0.32 1.60 5.44 1.52 0.003 9 <0.005 
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[1] 赵捷. 我国高品质船舶、海洋工程用钢研究进展[J]. 材料导报, 2018, 32(S1): 428 − 431. Zhao Jie. Progress on high quality ship steel and marine engineering steel in China[J]. Materials Reports, 2018, 32(S1): 428 − 431. [2] 马天恒. Q960E钢气保护焊配套实心焊丝的研究[D]. 镇江: 江苏科技大学, 2013. Ma Tianheng. Research on supporting solid wire for Q960E steel gas shielded welding[D]. Jiangsu: Jiangsu University of Science and Technology, 2013. [3] 武丹. 合金元素对Q960钢焊缝金属强韧化作用机理研究[D]. 沈阳: 沈阳工业大学, 2019. Wu Dan. Study on strengthening and toughening mechanicsm of alloy elements on weld metal of Q960 steel[D]. Shenyang: Shenyang University of Technology, 2019. [4] 中国机械工程学会焊接学会. 焊接手册;焊接结构(第3版)[M]北京: 机械工业出版社, 2008. Chinese Welding Society. Welding handbook. Vol. 3, Bijing[M]: China Machine Press, 2008. [5] Sun J, Wei S T, Lu S P. Influence of vanadium content on the precipitation evolution and mechanical properties of high-strength Fe-Cr-Ni-Mo weld metal[J]. Materials Science and Engineering, 2020, 772(Jan.20): 138739.1 − 138739.10. [6] 官春平. Ni对600 MPa级高强钢焊缝组织和性能的影响[J]. 电焊机, 2017, 47(11): 124. Guan Chunping. Effect of Ni on microstructure and properties of welds in 600 MPa grade high strength steel[J]. Electric Welding Machine, 2017, 47(11): 124. [7] 郭栖利, 毛高军, 蒋勇, 等. 镍含量对高强钢熔敷金属性能和组织的影响[J]. 机械制造文摘(焊接分册), 2015(5): 1 − 7. Guo Xili, Mao Gaojun, Jiang Yong, et al. Effect of Ni content on the properties and microstructure of high-strength steel[J]. Welding Digest of Machinery Manufacturing, 2015(5): 1 − 7. [8] Mao G J, Cao R, Cyril C, et al. Microstructural evolution and mechanical property development with nickel addition in low-carbon weld butt joints[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2018, 262: 638 − 649. doi: 10.1016/j.jmatprotec.2018.07.009 [9] 彭杏娜, 彭云, 田志凌, 等. Ni元素对Cr-Ni-Mo系高强焊缝组织演化的影响[J]. 焊接学报, 2014, 35(9): 32 − 36. Peng Xingna, Peng Yun, Tian Zhiling, et al. Effect of Ni on the microstructure evolution of Cr-Ni-Mo series high strength weld metal[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2014, 35(9): 32 − 36. [10] 郑文健, 贺艳明, 杨建国, 等. 焊接熔池凝固过程联生结晶晶体学取向对线性不稳定动力学的影响[J]. 机械工程学报, 2018, 54(2): 62 − 69. doi: 10.3901/JME.2018.02.062 Zheng Wenjian, He Yanming, Yang Jianguo. et al. Influence of the crystal orientation of epitaxial solidification on the linear instability dynamic during the solidification of welding pool[J]. Journal of Mechanical Engineering, 2018, 54(2): 62 − 69. doi: 10.3901/JME.2018.02.062 [11] 彭必荣, 卢庆华, 何晓峰, 等. 机械振动对激光焊接接头组织的影响[J]. 机械工程学报, 2015, 51(20): 94 − 100. doi: 10.3901/JME.2015.20.094 Peng Birong, Lu Qinghua, He Xiaofeng, et al. Effects of mechanical vibration on microstructure of laser welded joint[J]. Journal of Mechanical Engineering, 2015, 51(20): 94 − 100. doi: 10.3901/JME.2015.20.094 [12] 刘宗昌, 任慧平. 贝氏体与贝氏体相变[M]. 北京: 冶金工业出版社, 2009. Liu Zongchang, Ren Huiping. Bainite and Bainite Transformation[M]. Bijing: Metallurgical Industry Press, 2009. [13] Zhang Z, Farrar R A. Columnar grain development in C-Mn-Ni low-alloy weld metals and the influence of nickel[J]. Journal of Materials Science, 1995, 30(22): 5581 − 5588. doi: 10.1007/BF00356690 [14] 栗卓新, 苏小虎, 李红, 等. 690 MPa级以上高强钢焊接熔敷金属微观组织及其联合贝氏体的研究进展[J]. 中国材料进展, 2019, 38(12): 1169 − 1176. Li Zhuoxin, Su Xiaohu, Li Hong, et al. Research progress on microstructure and coalesced bainite of welded depo sited metal to high-strength steel with tensile strength above 690 MPa[J]. Materials China, 2019, 38(12): 1169 − 1176. [15] Keehan E, Karlsson L, Andren H. O. Influence of carbon, manganese and nickel on microstructure and properties of strong steel weld metals Part 1—Effect of nickel content[J]. Science and Technology of Welding, 2006(11): 1 − 8. [16] Liu J W, Sun J, Wei S T. Influence of chromium content on the bainite transformation nucleation mechanism and the properties of 800 MPa grade low carbon bainite weld deposited metal[J]. Materials Science & Engineering A, 2022, 11(6): 2 − 16. [17] Chang L C, Bhadeshia H. Microstructure of lower bainite formed at large undercoolings below bainite start temperature[J]. Metal Science Journal, 1996, 12(3): 233 − 236. [18] Singh S B, Bhadeshia H. Estimation of bainite plate-thickness in low-alloy steels[J]. Materials Science and Engineering A, 1998, 245(1): 72 − 79. doi: 10.1016/S0921-5093(97)00701-6 [19] 彭杏娜, 彭云, 彭先宽, 等. 多层多道TIG焊对高强钢焊缝组织和韧性的影响[J]. 机械工程学报, 2017, 53(18): 106 − 112. doi: 10.3901/JME.2017.17.106 Peng Xingna, Peng Yun, Peng Xiankuan, et al. Influence of multi-layer and multi-pass TIG welding process on the high strength weld metal microstructure and toughness[J]. Journal of Mechanical Engineering, 2017, 53(18): 106 − 112. doi: 10.3901/JME.2017.17.106 [20] 安同邦, 田志凌, 单际国, 等. 焊接方法对1000 MPa级熔敷金属组织及力学性能的影响[J]. 焊接学报, 2015, 36(11): 101 − 104,118. An Tongbang, Tian Zhiling, Shan Jiguo, et al. Effect of welding methods on microstructure and mechanical properties of 1 000 MPa grade deposited metal[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2015, 36(11): 101 − 104,118. [21] 严春妍, 李午申, 刘欢, 等. 9%Ni钢焊接粗晶区的韧化因素[J]. 机械工程学报, 2010, 46(18): 96 − 101. doi: 10.3901/JME.2010.18.096 Yan Chunyan, Li Wushen, Liu Huan, et al. Factors influencing notch toughness of coarse-grained heat affected zone for 9% Ni steel[J]. Journal of Mechanical Engineering, 2010, 46(18): 96 − 101. doi: 10.3901/JME.2010.18.096 [22] 吴炳智, 荆文, 徐玉君, 等. 960 MPa级熔敷金属组织及冲击韧性分析[J]. 焊接学报, 2015, 36(6): 77 − 80,117. Wu Bingzhi, Jing Wen, Xu Yujun, et al. Analysis on microstructure and impact absorbed energy of 960 MPa deposited metal[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2015, 36(6): 77 − 80,117. [23] Kang B Y, Kim H J, Hwang S K. Effect of Mn and Ni on thevariation of the microstructure and mechanical properties of low-carbon weld metals[J]. ISIJ International, 2000, 40(12): 1237 − 1245. doi: 10.2355/isijinternational.40.1237 [24] Khodira S, Shibayanagib T, Takahashi M, et al. Microstructural evolution and mechanical properties of high strength 3-9% Ni-steel alloys weld metals produced by electron beam welding[J]. Materials and Design, 2014, 60: 391 − 400. doi: 10.1016/j.matdes.2014.03.056 [25] 左月, 康举, 安同邦, 等. 核用460 MPa级高强钢焊条熔敷金属强韧化机理研究[J]. 压力容器, 2021, 38(12): 7 − 14. doi: 10.3969/j.issn.1001-4837.2021.12.002 Zuo Yue, Kang Ju, An Tongbang, et al. Study on strengthening and toughening mechanism of deposited metal from covered electrodes for nuclear 460 MPa high strength steel[J]. Pressure Vessel Technology, 2021, 38(12): 7 − 14. doi: 10.3969/j.issn.1001-4837.2021.12.002 -
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