1、焊接接头的组成，影响焊接接头组织和性能的因素。 （1）接头组成：包括焊缝、熔合区和热影响区。 （2）组织1）焊缝区接头金属及填充金属熔化后，又以较快的速度冷却凝固后形成。焊缝组织是从液体金属结晶的铸态组织，晶粒粗大，成分偏析，组织不致密。 但是，由于焊接熔池小，冷却快，化学成分控制严格，碳、硫、磷都较低，还通过渗合金调整焊缝化学成分，使其含有一定的合金元素，因此，焊缝金属的性能问题不大，可以满足性能要求，特别是强度容易达到。 2）熔合区熔化区和非熔化区之间的过渡部分。熔合区化学成分不均匀，组织粗大，往往是粗大的过热组织或粗大的淬硬组织。其性能常常是焊接接头中最差的。 熔合区和热影响区中的过热区(或淬火区)是焊接接头中机械性能最差的薄弱部位，会严重影响焊接接头的质量。 3）热影响区被焊缝区的高温加热造成组织和性能改变的区域。低碳钢的热影响区可分为过热区、正火区和部分相变区。 (1)过热区最高加热温度1100℃以上的区域，晶粒粗大，甚至产生过热组织，叫过热区。过热区的塑性和韧性明显下降，是热影响区中机械性能最差的部位。 (2)正火区最高加热温度从Ac3至1100℃的区域，焊后空冷得到晶粒较细小的正火组织，叫正火区。正火区的机械性能较好。 (3)部分相变区最高加热温度从Ac1至Ac3的区域，只有部分组织发生相变，叫部分相变区。此区晶粒不均匀，性能也较差。在安装焊接中，熔焊焊接方法应用较多。焊接接头是高温热源对基体金属进行局部加热同时与熔融的填充金属熔化凝固而形成的不均匀体。根据各部分的组织与性能的不同，焊接接头可分为三部分。， 在焊接发生熔化凝固的区域称为焊缝，它由熔化的母材和填充金属组成。而焊接时基体金属受热的影响(但未熔化)而发生金相组织和力学性能变化的区域称为热影响区。熔合区 是焊接接头中焊缝金属与热影响区的交界处，熔合区一彀很窄，宽度为0．1～0．4mm。（3）影响焊接接头性能的因素焊接材料焊接方法焊接工艺 2、减少焊接应力常采用的措施有哪些？ (1)选择合理的焊接顺序(2)焊前预热(3)加热“减应区”(4)焊后热处理 3焊接变形的基本形式有哪些？消除焊接变形常用的措施有哪些？ (1)焊接变形1)收缩变形2)角变形3)弯曲变形4)波浪形变形5)扭曲变形 (2)措施1)合理设计焊接构件 2)采取必要的技术措施①反变形法②加裕量法③刚性夹持法④选择合 理的焊接顺序⑤采用合理的焊接方法
第3章焊接接头的组织和性能 ?焊接熔池的结晶特点:非平衡结晶、联生结晶和竞争成长以及成长速度动态变化。 联生结晶：一般情况下，以柱状晶的形式由半熔化的母材晶粒向焊缝中心成长，而且成长的取向与母材晶粒相同，从而形成所谓的联生结晶。（焊缝的柱状晶是从半熔化的母材晶粒开始成长的，其初始尺寸等于焊缝边界母材晶粒的尺寸，因而可以预料，在焊接热循环的作用下，晶粒易过热粗化的母材，其焊缝柱状晶也会发生粗化。） 竞争成长：只有最优结晶取向与温度梯度最大的方向（即散热最快的方向，亦即熔池边界的垂直方向）相一致的晶粒才有可能持续成长，并一直长到熔池中心。 ?焊接熔池的结晶形态：主要存在两种晶粒，柱状晶粒（有明显方向性）和少量的等轴晶粒。 其中，柱状晶粒是通过平面结晶、胞状结晶、胞状树枝结晶或树枝状结晶所形成。等轴晶粒一般是通过树枝状结晶形成的。具体呈何种形态，完全取决于结晶期间固-液界面前沿成分过冷的程度。 熔池结晶的典型形态：（1）平面结晶：固-液界面前方液相中的温度梯度G很大，液相温度曲线T不与结晶温度曲线T 相交，因而液相中不存在成分过冷（实际温度低于结晶温度） L 区。 在短距离内相交，形成较小的成分过冷（2）胞状结晶：液相温度曲线T与结晶温度曲线T L 区。断面呈六角形胞状形态。 (3)胞状树枝结晶：随固-液界面前方液相中的温度梯度G的减小，液相温度曲线T与结晶温 相交的距离增大，所形成的成分过冷区增大。 度曲线T L （4）树枝状结晶：当固-液界面前方液相中的温度梯度G进一步减小时，液相温度曲线T 与结晶温度曲线T 相交的距离进一步增大，从而形成较大的成分过冷区。 L （5）等轴结晶：自由成长，几何形状几乎对称。 随着成分过冷程度的增加，依次出现平面晶（形成较缓慢）、胞状晶、胞状树枝晶、树枝晶、等轴晶形态。 影响成分过冷的主要因素：熔池金属中溶质含量W、熔池结晶速度R、液相温度梯度G。 溶质含量W增加，成分过冷程度增大；结晶速度R越快，成分过冷程度越大；温度梯度G越大，成分过冷程度越小。 随晶体逐渐远离焊缝边界而向焊缝中心生长，温度梯度G逐渐减小，结晶速度R逐渐增大，溶质含量逐渐增加，成分过冷区液逐渐加大，因而结晶形态将依次向胞状晶、胞状树枝晶及树枝晶发展。熔池中心附近可能导致等轴晶粒的形成。 ?焊缝的相变组织： 1、低碳钢焊缝的相变组织。 （1）铁素体和珠光体。冷却速度越快，焊缝金属中珠光体越多，而且组织细化， 显微硬度增高。采用多层焊或对焊缝进行焊后热处理，也可破坏焊缝的柱状晶，得 到细小的铁素体和少量珠光体，从而起到改善焊缝组织的性能。 （2）魏氏组织。由过热导致。焊缝含碳量和冷却速度处在一定范围内时产生，更易在粗晶奥氏体内形成。 2、低合金钢焊缝的相变组织。低合金钢焊缝中可能形成铁素体F、珠光体P、贝氏体 B、马氏体M。 （1）铁素体F：先共析铁素体GBF、侧板条铁素体FSP、针状铁素体AF、细晶铁素体FGF。
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第４期饶静等：Ｑ６５０低碳贝氏体钢的研制?３９? 图ｌ工业生产Ｑ６５０钢板的组织形貌：（ａ）Ｇ８（粒状贝氏俸）＋ＰＦ（多边形铁素体）＋Ｍ／Ａ（马氏体／奥氏体岛）；（ｂ）Ｌａ（板条贝氏体）＋ＧＢ＋ＰＦ＋Ｍ／Ａ；（ｃ）ＬＢ＋ＧＢ；（ｄ）ＧＢ；（ｅ）ＩＪＢ Ｆｉｇ．１Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｃｏｍｍｅｒｃｉａｌｐｒｏｄｕｃｅｄｐｌａｔｅｏｆｓｔｅｅｌ ０６５０：（ａ）ＧＢ（ｇｒａｎｕｌａｒｂ，ｌｉｎｉｔｅ）＋ＰＦ（ｐｏｌｙｇｏｎａｌｆｅｒｒｌｔｅ）＋Ｍ／Ａ（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ／ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）；（ｂ）ＬＢ（１ａｔｈｂａｉｎｉｔｅ）＋ＧＢ＋ＰＦ＋Ｍ／Ａ）（ｃ）ＬＢ＋ＧＢ；（ｄ）ＧＢ；（ｅ）ＬＢ 速度最大的条件下生成ＬＢ。组织中获得的６０％的ＧＢ通常能够得到较好的综合力学性能。 目前低碳贝氏体钢Ｑ６５０已经实现批量生产，产品性能符合要求，指标逐渐趋于稳定（表３）。合性能。 国家自然科学基金资助项目（５０８７４０８３）ｌ 表３低碳贝氏体钢Ｑ６ｓｏ产品力学性能 Ｔａｂｌｅ３Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｌｏｗｃａｒｂｏｎｂａｌｍ＇ｔｉｃｓｔｅｅｌ２Ｑ６ＳＯ 批号劂Ｍ腿Ｐａ度／抗臀／屈强比伸篆彰一琵防功３９０１９６９０８０００．８６３１．０１７３１９５２０９４９０２０７５０８７００．８６２８．０２３０２１１１９６ ９０２ｌ７５０８５００．８８３０．０１１０１２１１４４ ‘ ９０２２７３０８３５０．８７３０．５２８ｌ３０１２７２ ９０２３７２５８１５０．８９２６．０１６１１８０１５６，９０２４６８５８１００．８５２８．０１６６２１３１３９ ” ９０２５７３０８６５０．８４２８．０１２５１５０１３９——————————————————————————————————一７４结论８Ｑ６５０钢加热温度控制在１１５０—１２００℃。再 结晶区开轧温度１０５０一ｌ１００ｏＣ，未再结晶区开轧 温度９５０℃以下。终轧温度８００ｏＣ。终冷温度５００ ℃以上。再结晶区道次变形量≥１５％，累积变形量 ≥５０％。中间坯厚度控制在成品厚度的２～３倍，未 再结晶区道次累积变形量≥６０％，可获得良好的综 参考文献 贺信莱．２ｌ世纪新钢种一超低碳贝氏体钢．金属世界，１９９６，６８（６）；３ 贺信莱．高性能低碳贝氏体钢－成分、工艺、组织、性能与应用．北京：冶金工业出版社，２００８ 陈文满，李利，肖亚，等．５５０ＭＰａ级低合金高强度钢板的研制与开发．重钢技术，２００９，５２（４）：２９ 张华国．低碳高强度贝氏体钢板ＰＣＳＯＱ的研制．特钢技术，２００６，１２（３）：１５ 毛新平．薄板坯连铸连轧技术微合金化技术．北京：冶金工业出版社，２００８ 刘健，张开坚，陆建生，等．微合金元素钒在钢板中的强化机理及应用．四川冶金，２００９．３１（２）：１５ 康永林．薄板坯连铸连轧钢的组织性能控制．北京：冶金工业出版社，２００６ 杨善武，王学敏．贺信莱．超低碳钢在铁索体生长过程中砑分布的变化．钢铁研究学报，１９９９，１１（４）：４０ 饶静（１９７６．），女，硕士生，工程师，２０００年武汉科技大学 毕业，金属材料组织、性能研究。 收稿日期：２０１０－０３－０５万方数据
焊接接头的组织 一、实验目的 1.掌握焊接接头各区域典型的金相组织。 2.熟悉焊接接头各区域的性能变化。 二、实验设备及材料 1.金相显微镜。 2.焊接试样。 3.预磨机 4.抛光机 三、实验原理 熔化焊是局部加热的过程，焊缝及其附近的母材都经历一个加热和冷却的过程。焊接热过程将引起焊接接头组织和性能的变化，从而影响焊接质量。 焊接接头组织由焊缝金属和热影响区两部分组成。现以低碳钢为例，根据焊缝横截面的温度分布曲线，结合铁碳合金相图，对焊接接头各部分的组织和性能变化加以说明，见图13-1。 1．焊缝金属 焊缝区的金属在焊接时处于完全熔化状态，它的结晶是从熔池底壁上许多未熔化的晶粒开始的。因结晶时各个方向冷却速度不同，垂直于熔合线方向冷却速度最大，所以晶粒由垂直于熔合线向焙池中心生长，最终呈柱状晶，如图13-2所示。熔池中心最后结晶，聚集了等轴状低熔点合金和夹杂物，并可能在此处形成裂纹。 焊缝金属结晶后，其成分是填充材料与熔化母材混合后的 平均成分。在随后的冷却过程 中，若发生相变，则上述组织均 要发生不同程度的转变。对低碳 钢来说，焊缝组织大部分是柱状的铁素体加少量的珠光体。 2．热影响区 热影响区是指焊缝两侧因焊接热作用而发生组织和性能变化的区域。按受热影响的大小，热影响区可分为熔合区、过热区、正火区和部分相变区。 1）熔合区 熔合区是焊缝和基体金属的交界区，相当于加热到固相线和液相线之间的区域。由于该区域温度高，基体金属部分熔化，所以也称为“半熔化区”。熔化的金属凝固成铸态组织，未熔化金属因温度过高而长大成粗晶粒。此区域在显微镜下一般为2~3 个晶粒 图13-1 低碳钢焊接接头组织变化示意图 1-熔合区；2-过热区；3-正火区；4-部分相变区
影响焊接接头组织与性能的因素分析 1．材料的匹配 材料的匹配主要是指焊接材料（包括焊剂）的选用，焊接材料将直接影响接头的组织和性能。通常情况下，焊缝金属的化学成分及力学性能与母材相近。但考虑到铸态焊缝的特点和焊接应力的作用，焊缝的晶粒比较粗大并有存在偏析，产生裂纹、气孔和夹渣等焊接缺陷的可能性，因此常通过调整焊缝金属的化学成分以改善焊接接头的性能。 2. 指定母材和焊材时，焊接热输入量，焊接层数，道数，层间温度都有影响。一般来说，热输入不要太大，焊接层数多一些，焊层偏薄一些，热输入量是指热源功率与焊接速度之比。热输入量的大小，不仅影响过热区晶粒粗大的程度，而且直接影响到焊接热影响区的宽度。热输入量越大，则焊接接头高温停留时间越长，过热区越宽，过热现象也越严重，晶粒也越粗大，因而塑性和韧性下降也越严重，甚至会造成冷脆。因此，应尽量采用较小的热输入量，以减小过热区的宽度，降低晶粒长大的程度。在低温钢焊接时尤为重要，应严格控制热输入量，防止晶粒粗化而降低低温冲击韧性。 3要控制好焊接的层间温度，层间温度主要影响的是相变区间，也就是说，不同的层间温度会造成不同的相变温度与相转变时间从而得到不同比例的相组织。一般来说，层间温度过高,会使晶粒长大,强度指标会偏低。低合金钢焊材的层间温度以控制在150℃±15℃为宜。
4另外每一焊道间一定要清理干净，见金属光泽。如果是不锈钢，还应注意冷却速率，注意t-800/500区间不能停留太久。 5．熔合比 熔合比是指在焊缝金属中局部熔化的母材所占的比例。熔合比对焊缝性能的影响与焊接材料和母材的化学成分有关。当焊接材料与母材的化学成分基本相近且熔池保护良好时，熔合比对焊缝的熔合区的性能没有明显的影响。当焊接材料与母材的化学成分不同时，如碳、合金元素和硫、磷等杂质元素的含量不同，那么，在焊缝中紧邻熔合区的部位化学成分变化比较大，变化的幅度与焊接材料同母材间化学成分的差异及熔合比有关。化学成分相差越大，熔合比越大，则变化幅度也越大，不均匀程度及其范围也增加，从而使该区组织变得较为复杂，在一定条件下还会出现不利的组织带，导致性能大大下降。 在生产实践中，为了调节熔合比的大小，除了调节焊接线能量及其他工艺参数（如焊件预热温度、焊条直径等）以外，调节焊接坡口的大小，对熔合比有较大的影响。因为不开坡口，熔合比最大；坡口越大，熔合比就越小。 6．焊接工艺方法 在选择焊接工艺方法时，应根据其对焊接接头组织和性能的影响，结合其他要求综合考虑。 7．焊后热处理 （1）消氢处理消氢处理主要是为了加速氢的扩散逸出，防止产生延迟裂纹。其加热温度很低，不会使焊接接头的组织和性能发生变化。
低碳贝氏体和马氏体钢 低碳贝氏体钢的发展，开辟了获得高强度高韧性低合金钢的途径，这种钢能在热轧状：态直接冷却后得到贝氏体组织，或者仅仅经过正火就可以得到贝氏体组织。 低碳贝氏体钢是以钼钢或钼硼钢为基础，再加入Mn、Cr、Ni，有的在此基础之上又添加微量碳化物形成元素，如Nb、V、Ti等，从而发展了一系列的锰钼钢、锰镅硼钢、锰铬钼硼钢、锰钼铌钢等。 低碳贝氏体钢中合金元素的作用可归纳为以下几个方面： (1)利用能使钢在空冷条件下就易于获得贝氏体组织的合金元素，主要就是Mo。根据含钼钢的奥氏体等温转变曲线来看，Mo能使铁索体和珠光体的析出线明显右移，但并不推迟贝氏体转变，使过冷奥氏体得以直接向贝氏体转变，在此转变发生之前没有或者只有少量的先共析铁素体析出，而不发生珠光体转变。 (2)利用微量B使钢的淬透性明显增加，并使奥氏体向铁素体的转变进一步推迟o (3)加入其他能增大钢过冷能力的元素（如Mn、Cr、Ni）以进一步保证空冷时足以在较低的温度发生贝氏体转变。对于较大厚度的钢件来说，简单的铝硼钢往往也不能“淬透”。 (4)加入强碳化物形成元素以保证细化晶粒，所以不少低碳贝氏体钢中添加V、Nb、Ti等。 (5)尽量降低含碳量，因为低碳贝氏体具有良好的韧性，另外也有良好的焊接性。低碳贝氏体钢的化学成分范围大致是：0. 100-10 -0.200-/0c、0.60-/0~1.0010 Mn、0. 40-/0 -0.60-/0 Mo、0.001%-0.005%B，此外还可以加入0.40-/0 -0.7%Cr、0.05% -0. 100-10 V.0.010%~0.0150-/0 Nb（或Ti）等。低碳贝氏体钢的抗拉强度可达到600_IOOOMPa．屈服强度大于500MPa，目前有的可以达到800MPa。对于较厚的板材，需要进行正火处理，加热温度为900 - 950C，空冷后能得到良好的综合力学性能是中国发展的低碳贝氏体钢，屈服强度为490MPa级，主要用于制造容器的板材和其他钢结构。工程机械上相对运动的部件和低温下使用的部件，要求有更高的强度和良好的韧性。为了满足这一要求，通常采用对钢进行淬火和自回火处理以发掘材料的最大潜力。这类钢的碳含量通常都低于0. 160-/0，属于低碳型低合金高强度钢，淬火回火处理后钢的组织为低碳回火马氏体，因此这类钢通称为低碳马氏体钢。 为使钢得到好的淬透性，防止发生先共析铁素体和珠光体转变，加入Mo、Nb、v、B 及控制合理含量的Mn和Cr与之配合，Nb还作为细化晶粒的微合金元素起作用。 常见的有BHS系列钢种，其中BHS-l钢的成分为0.10%-10c-1.80% Mn -0.45%Mo -0.05%Nb。其生产工艺为锻轧后空冷或直接淬火并自回火，锻轧后空冷得到贝氏体、马氏体、
焊缝接头组织的金相观察与分析 一、实验说明 焊接是工业生产中用来连接金属材料的重要加工方法。根据工艺特点不同，焊接方法又分为许多种，其中熔化焊应用得最广泛。 熔化焊的实质就是利用能量高度集中的热源，将被焊金属和填充材料快速熔化，热后冷却结晶而形成牢固接头。 由于熔化焊过程的这一特点，不仅焊缝区的金属组织与母材组织不一样，而且靠近焊缝区的母材组织也要发生变化。这部分靠近焊缝且组织发生了变化的金属称为热影响区。热影响区内，和焊缝距离不一样的金属由于在焊接过程中所达到的最高温度和冷却速度不一样，相当于经受了不同规范的热处理，因而最终组织也不一样。 以低碳钢为例，根据热影响区内各区段在焊接过程中所达到的最高温度范围，依次分为熔合区（固相线一液相线），过热区（1100℃——固相线）；完全正火区（AC3——1100℃）；不完全旺火区（AC1～AC3）。对易淬火钢而言，还会出现淬火组织。 焊接结构的服役能力和工作可靠性，既取决于焊缝区的组织和质量，也取决于热影响区的组织和宽窄。因此对焊接接头组织进行金相观察与分析已成为焊接生产与科研中用以评判焊接质量优劣，寻找焊接结构的失效原因的一种重要手段。 本实验采用焊接生产中应用最多的低碳钢为母材，用手工电弧施焊，然后对焊接接头进行磨样观察。 二、实验目的 1、学会正确截取焊接接头试样。 2、认识焊缝区和热影响区各区段的组织特征。 3。深刻领会熔化焊焊接过程特点。 三、实验设备及器材 1、施焊设备及器材（手弧焊机、结422焊条，面罩）。 2、200×100×8mmA3钢板一块。施焊前用牛头刨床沿其长度方向中心线刨一条深2mm，宽4～5mm的弧形槽。 3、砂轮切割机一台。 4、钳工工具一套。 5，制备金相试样的全部器材。 6、金相显微镜若干台。 四、实验方法与步骤 1、在钢板上沿刨槽用F4mm结422焊条一根施焊。焊接电流取140～150A。 2、待钢板冷至室温后，用砂轮切割机截取试样。截取部位如下图所示，切割时须用水冷却。以防止组织发生变化（图中虚线为砂轮切割线，两端30mm长焊缝舍弃不用）。 焊接接头金相试样取样位置示意图 3、依照实验一步骤3所述方法截下的焊缝接头制备成金相试样。注意磨制面应选择与焊缝走向垂直的横截面。 4、在金相显微镜上观察制备好的焊接接头试样。光用低倍镜镜头（放大150倍）观察焊缝区及热影响区全貌，再用高倍镜镜头（450倍）逐区进行观察，注意识别各区的金相组织特征, 并画出草图。 五、实验报告要求 1、明确实验目的。
第七章 焊接接头组织和性能的控制 1.焊接热循环对被焊金属近缝区的组织、性能有什么影响？怎样利用热循环和其他工艺措施改善HAZ 的组织性能？ 答： （1）在热循环作用下，近缝区的组织分布是不均匀的，融合去和过热去出现了严 重的晶粒粗化，是整个接头的薄弱地带，而行能也是不均匀的，主要是淬硬、韧化和脆化，及综合力学性能，抗腐蚀性能，抗疲劳性能等。 （2）焊接热循环对组织的影响主要考虑四个因素：加热速度、加热的最高温度， 在相等温度以上的停留时间，冷却速度和冷却时间，研究它是研究焊接质量的主要途径，而在工艺措施上，常可采用长段的多层焊合短道多层焊，尤其是短道多层焊对热影响区的组织有以定的改善作用，适于焊接晶粒易长而易淬硬的钢种。 2. 冷却时间100t t 8 385、、t 的各自应用对象，为什么不常用某温度下（如540℃）的 冷却速度？ 答：对于一般碳钢和低合金钢常采用相变温度范围800~500℃冷却时间（85t ）对冷裂纹倾向较大的钢种，常采用800~300℃的冷却时间8 3t ，各冷却时间的选定要根据不同金属材料做存在的问题来决定 为了方便研究常用某一温度范围内的冷却时间来讨论热影响组织性能的变化，而某个温度下 比如540℃则为一个时刻即冷却至540℃时瞬时冷却速度 和组织性能。故不常用某以温度下的冷却速度，对于一般低合金钢来讲，主要研究热影响区溶合线附近冷却过程中540℃时瞬时冷却速度 3. 低合金钢焊接时，HAZ 粗晶区奥氏体的均质化程度对冷却时变相有何影响？ 答：奥氏体的均质化过程为扩散过程，因此焊接时焊接速度快和相变以上停留时间短都不利于扩散过程的进行，从而均质化过程差而 影响到冷却时间的组织相变，低合金钢在焊接条件下的CCT 曲线比热处理条件下的曲线向做移动，也就是在同样冷却速度下焊接时比热处理的淬硬倾向小，例如冷却速度为36s C / 时可得到100%的马氏体，在焊接时由于家人速度快，高温停留时间短
超低碳贝氏体钢中合金元素的作用 含碳量很低的贝氏体钢具有优良的强韧综合性能，主要原因是极低含碳量能降低或消除贝氏铁素基体中的渗碳体，因此钢的韧性能得到改善。为了保证贝氏体转变的充分性，同时尽量避免产生马氏体，低碳贝氏体钢中应该适量添加其他合金元素。大量的研究推进了这种认识，并导致所谓的 ULCB(ultralowcarbonbainite)钢的发展。该类钢具有优良的韧性，强度和焊接等综合性能，并已经应用于极地和海底环境的高强管线。 ULCB钢起源于瑞典实验室开发出来的“强可焊性钢”，最初这类钢的典型成分是0.10～0.16C，0.6Mn，0.4Si，0.35～0.60Mo和0.0013～0.0035B(%)。少量的Mo和B抑制了多边形铁素体的形成，但对转变动力学有一定的影响。结果使得“强可焊性钢”在较宽的冷速范围内可获得完全贝氏体组织。 C含量控制到0.01%～0.03%，保证了ULCB钢的成功开发。低的C含量应该能够确保不会由于贝氏体相变不完全而形成马氏体的前提下，又足以与微合金元素Nb发生反应形成NbC。有研究表明，由于C 含量降低造成的马氏体体积分数的减少而改善了钢材的韧性，从而不会造成大的强度损失。然而，应该注意到C含量不应当低于0.01%，否则将不能形成足够的NbC，致使韧性恶化。 由于C含量的大幅降低，最新开发的ULCB钢都采用了Nb、Ti和B复合微合金化。研究表明，单独加入B时，通常会在轧后奥氏体晶界沉淀析出Fe23(CB)6，从而显著降低B的强化效果，造成γ→α的转变不能得到有效抑制，因此钢中加入Nb来阻止Fe23(CB)6的形成，因为Nb更易与C结合，随着溶解的Nb含量的增加，形成贝氏体的倾向也大大增加了。Nb的适量溶解可以稳定奥氏体并表现出和B复合添加促进贝氏体转变的效果。 Nb和B的联合作用机理可以这样描述：首先，Nb可以有效地阻碍变形γ的再结晶，如此通过阻止由于再结晶而形成新的晶界来使γ晶界稳定，这就使得B有足够的时间扩散到γ晶界附近，从而增加了γ的淬透性。其次，Nb能够降低C在γ中扩散率及活度，因此，γ中溶解的Nb可以保护B，而不至于形成B的碳化物，如Fe23(CB)6。第三是γ中溶解Nb本身对于抑制γ→α转变有相当大的影响。由于Nb在γ中的溶解极限是0.03%，故典型的ULCB钢中Nb含量通常高于0.04%。 在ULCB钢中，Ti完全固定了钢中的N，因此，所有加入的B在轧制前的加热中得到了溶解。随着B含量的增加，强度得到提高，结果组织中的贝氏体体积分数增加，而且，当B含量超过0.002%时的抗拉强度指标趋于稳定。但是，当B含量超过0.001%时，低温韧性急剧恶化。产生这种结果的原因被推断是由于随着B含量的增加引起了在γ晶粒边界和γ晶粒内的B偏析造成的。在添加0.003%B的钢中可以观察到Fe23(CB)6的沉淀析出。因此，可以认为当加入B含量超过0.003%时是无效的。 合金元素Cu对ULCB钢的相变点Ac1、Ac3有明显的影响，随着钢中Cu的增加，相变点Ac1、Ac3均呈下降趋势；贝氏体转变开始温度(Bs)及转变完成温度(Bf)也显著降低。这主要是由于Cu的加入推迟钢的γ→α转变所致。
超音速火焰喷涂WC-12Co涂层显微及性能的研究Study on the microstructure and properties of WC-12Co coatings prepared by HVOF 摘要：通过超音速火焰喷涂制备了WC-12Co涂层，并分析其机械性能、摩擦学特性与显微组织特征的关系。并着眼于超音速火焰喷涂工艺参数对WC-12Co涂层显微结构和摩擦学性能的影响。通过观察、分析显微组织和利用基于神经网络计算的加强型统计工具来研究摩擦力矩从而获得涂层显微组织与磨损性能的关系。实验结果和数据分析表明：超音速火焰喷涂工艺参数会影响WC-12Co涂层的相结构组成、硬度和孔隙率；与喷涂参数的关系在稳态机制下是完全可以进行预测。 关键词：超音速火焰喷涂，显微组织，磨损学行为、机械性能， Abstract：This study aims at getting the collection of the microstructure and the mechanical and tribological performance of the WC-12Co coatings that prepared by HVOF. This paper looks at the influences of the HVOF process parameters for WC–12Co material on the microstructure and the tribological behaviors of the coatings. The correlation between the coating microstructure and the wear behavior is investigated by observing and analyzing the microstructure and by studying the friction moment using enhanced statistical tool based on neural computations. The results of the experiments and the numerical has been shown that the spray parameters affect the phase composition, hardness and porosity of HVOF sprayed WC–12Co coatings and the correlations with HVOF process parameters are fully predictable in the steady-state regime. Key words: HVOF, microstructure，tribological behaviors, mechanical properties. 1.绪论 电镀硬铬(EHC)是一项为提高工件耐磨性而广泛应用的技术，其工艺简单，成本低，但是会严重污染环境，给基体带来显著的负面影响。超音速火焰喷涂能够在大面积基体上沉积较厚的金属陶瓷成为一项具有很大应用前景并可取代电镀铬的新技术[1~5]。相比电镀铬，HVOF金属陶瓷粉末材料还可以解决更严重的磨损问题（如点蚀、黏着磨损、磨粒磨损等）。能够制备较低或中等熔点材料（主要是金属和聚合物）的涂层[6~9]。与其他热喷涂技术相比，超音速火焰喷涂的优点是能够在相对高的速度下加速原材料的熔融使之成为粉末颗粒。超高速的喷涂速度使得超音速喷涂技术能够制备出厚度可控、组织致密度高的涂层[2]。此外，超音速喷涂与等离子喷涂相比能够在较低温度条件下进行减少WC的分解。当然，超音速火焰喷涂也有其局限性，相对于WC-Co烧结技术，超音速火焰喷涂层仍然会受到WC脱碳和分解的影响，导致形成W2C、W和W-Co-C相。需要指出的是，超音速涂层显微组织、性质和孔隙率主要取决于涂层形成前的气体喷射和飞行粒子的传热和传质[9]。燃料的性质和化学计量比以及相关的燃烧气体是决定涂层微观结构和性能的关键条件。 铬合金涂层的热喷涂可以作为单一的喷涂技术或者复合涂层制备技术的一部分[10~11]。然而，随着HVOF技术的发展，可以制备出基于WC的高耐磨复合涂层。超音速火焰喷涂制备的复合WC-Co硬质合金涂层的主要性能是高硬度、高耐磨性、基体与涂层间的高结合强度以及涂层各部位的较小差异[12]。此外，复合WC-Co涂层的应力分布均匀，避免了涂层的剥落。 文献[13~16]表明，对WC添加合金元素制成的微纳米结构粉末形成的喷涂层，与等离子
超低碳贝氏体（ULCB）钢的研究 众所周知，具有低的C含量的贝氏体钢可以获得优良的强韧综合性能，主要原因是极低的C含量能降低或消除了贝氏铁素基体中的渗C体，因此钢的韧性能得到进一步的改善。为了保证贝氏体转变的淬透性良好，而马氏体转变的淬透性相对较低，应该适量添加其它合金元素。大量的研究推进了这种认识，并导致了所谓的ULCB钢的发展。该类钢具有优良的韧性，强度和焊接等综合性能，并已经应用于极地和海底环境的高强管线。 ULCB钢起源于“强可焊性钢”，在瑞典的实验室得到发展。最初这类钢的典型成分是0.10～0.16C，0.6Mn，0.4Si，0.35～0.60Mo和0.0013～0.0035B(%)。少量的Mo和B抑制了多边形铁素体的形成，但对贝氏体转变动力学有一定的影响。结果对“强可焊性钢”来说在较宽的冷速范围内可获得完全贝氏体组织。1957年Irvine和Pickering的研究表明，这些钢的强度与其奥氏体转变成贝氏体的温度是相关联的，而且可以通过添加合金元素来阻止贝氏体的转变开始温度得到控制。研究还表明这些低C贝氏体钢可得到600～1200N/mm的抗拉强度，或是450～900N/mm的屈服应力。然而这类钢的主要缺点在焊接后体现出来了。因为它们的C含量太高，焊后部分热影响区变成了一种脆性组织。这些钢的进一步发展依赖于获得较低C含量的钢产品的技术进展。 Mcevity等人发表了研究ULCB钢的第一篇报道，他的研究表明一种成分为003C-0.7Mn-3Ni-3Mo-0.3Si-0.05Nb(%)的钢具有显著的综合性能，其屈服强度可达到700N/mm和具有-75℃韧脆转变温度的优良韧性，因为其成分中加入了昂贵的合金元素，所以很难用于做商业开发。第一个被用于商业性的ULCB钢仅加入
Ξ 含硅低碳贝氏体钢冷却速度与组织的关系 南昌航空工业学院 周贤良 华小珍 摘 要: 研究了低碳含硅贝氏体钢冷却速度对组织的影响。实验发现,在贝氏体中温区可分别转变为粒状贝氏体、粒状组织、混合组织。粒状贝氏体与粒状组织中都存在(M-A)岛。随冷速增加,岛的平均直径减小,岛的形状由颗粒状向条状、甚至膜状转变。 关 键 词: 粒状贝氏体 粒状组织 冷却速度 钢中粒状贝氏体形态、形成条件、转变机理及其力学性能的研究虽近30年,但至今无统一认识。近些年发现主要有两种不同的组织。一种是(M-A)岛无规则地分布在块状铁素体基体上,称为粒状组织;另一种是(M -A)岛有序分布于板条铁素体间,称为粒状贝氏体。这两种组织的力学性能有很大差距[1,2]。本文探讨了冷却速度对Si2Mn2Mo 系低碳贝氏体钢组织形态的影响。 1 试验方法 试验用钢的化学成分(%):C0116,Mn 2.92,Si1.56,Mo0.26,S小于01016,P小于01035。 用Formaster-D型热膨胀仪测定试验钢的CCT曲线;用光学显微镜、透射电镜(TEM)、扫描电镜(SEM)分析钢组织;用定量金相法测定不同冷速下粒状组织和粒状贝氏体量及(M-A)岛的平均直径。 2 结果与讨论 211 CCT曲线 测绘出试验钢的CCT曲线,见图1。 从图1可见,该钢的贝氏体转变起始线B s和转变终止线B f具有较平的特点,即使冷速很小,高温区也不出现贝氏体转变,表明在较宽的冷速范围内都可以得到贝氏体组织。实验在018℃/min冷速时也未发现珠光体类组织。这给我们启示:在低碳Si2Mn2Mo系钢中,只要适应选择较高的含锰量,即使用很低的含钼量也可开发出实用的贝氏体钢 。 图1 试验钢的CCT曲线 212 显微组织 试验钢按图1所示的各种冷速处理后,其组织见图2。 由图2可知,当冷速大于贝氏体转变临 第18卷第2期 1998年4月 江 西 冶 金 J IAN GXI METALLUR GY Vol.18,No.4 April 1998 Ξ收稿日期:1998208227
焊接接头金相组织分析 一、试验目的 （一）观察与分析焊缝的各种典型结晶形态 （二）掌握低碳钢焊接接头各区域的组织变化 （三）了解低碳钢焊接热影响区的组织变化规律。二、试验装置 及试验材料 （一）粗、细金相砂纸一套 （二）平板玻璃2块 （三）金相显微镜4台 （四）吹风机1个 （五）抛光机4台 （六）低碳钢焊接接头试片1个 （七）腐蚀液： 4％硝酸酒精溶液 （八）乙醇、丙酮、棉花等 三、试验原理 （一）焊缝凝固时的结晶形态 1、焊缝的交互结晶，如图1所示
熔池金属的结晶是从熔合区母材的半熔化晶粒上开始向焊缝中心成长 2、焊缝的结晶形态 根据成分过冷的结晶理论，合金的结晶形态与溶质的浓度C0、结晶速度R和温度剃度G有关。 图2 C0、R和G对结晶形态的影响 （二）低碳钢焊缝热影响区金属的组织变化 以低碳钢为例，根据其热影响区金属组织的特性，可分为四个区域，如图3所示:
图3低碳钢焊接热影响区分布特征 1-熔合区；2-粗晶区；3-结晶区；4-不完全重结晶区；5-母材 a、接头金相组织： 1、未受热影响的焊缝金属区； 2、受影响的层间金属区，结晶形态消失； 3、受过热作用的热影响区； 4、母材；
b、过热粗晶区魏氏体组织 C、左侧一次正火细晶区，右侧二次正火，晶粒较粗 d、不完全结晶区组织
e、母材组织 （三）30CrMnSiA钢焊缝热影响区金属组织变化 30CrMnSiA钢的连续冷却转变曲线
四、实验方法及步骤 （一）低碳钢焊接接头金相分析 1、试样的准备； 2、用金相砂纸打磨试片； 3、抛光试片； 4、腐蚀； 5、在显微镜下观察与分析 （二）30CrMnSiA钢试片的制作 1、将厚度为2.5mm的30CrMnSiA钢板切成180× 20mm和180× 35mm两种规格的试片； 2、试片焊前进行退火处理； 3、去除试片表面油污及氧化物； 4、分别用电弧焊和气焊焊接试片； 5、制作金相试样：打磨、抛光、腐蚀等； 6、在显微镜下观察已制备好的金相试样；
低碳贝氏体钢地研究现状与发展前景 (1 西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西安710072；2邯郸钢铁集团公司技术中心,邯郸056000> 摘要：综述了低碳贝氏体钢地国内外研究现状,指出低碳贝氏体钢性能优良且成本低廉.并结合低碳贝氏体钢地市场需求和邯钢品种钢地研发方向,展望了低碳贝氏体钢地发展前景,提出低碳贝氏体钢产品品种地开发及其控轧控冷工艺地研制是其研究方向. 关键词：低碳贝氏体钢贝氏体组织控轧控冷 项目机械制造、架设桥梁、造船、车辆制造、航空等领域广泛地使用着各种规格地钢板.因为服役条件及焊接工艺地限制,这类用途地钢板不仅要求材料具有足够地强度和塑性,而且还要求具备一定地低温韧性和优良地焊接性能,以适应野外作业和制造工艺地要求.坚持科学地发展观,从资源和成本核算考虑,用户普遍要求使用高性能、低成本地金属材料.低碳贝氏体钢正是为满足这一需求而研发地,已广泛应用于桥梁、建筑、车辆、水轮机壳体、舰船、飞机构件及其它紧固件、轴类件等方面,超高强度地低碳贝氏体钢还将满足这些构件地减重要求. 20世纪20年代末,Robertson首次在钢中发现后来被命名为贝氏体地中温转变产物.后来研究人员又进一步发现了上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体、无碳化物贝氏体、柱状贝氏体、反常贝氏体、块状贝氏体、低碳低合金贝氏体、准贝氏体等组织形态,形成了比较完整地贝氏体相变理论.近几十年来,贝氏体理论地应用研究取得了重大进展,贝氏体钢地研究开发已经引起学术界和项目界地高度重视,在工业生产中也得到了广泛应用. 1低碳贝氏体钢 低碳贝氏体钢是以钼钢或钼硼钢为基础,同时加入锰、铬、镍以及其他微合金化元素(铌、钛、钒>,从而开发出一系列低碳贝氏体钢种.这类钢地含碳量多数控制在0.16%以下,最多不应超过0.120%[3].因为低碳贝氏体组织钢比相同含碳量地铁素体-珠光体钢具有更高地强度,因此,低碳贝氏体钢种地研发将成为发展屈服强度为450～800MPa级别钢种地主要途径.低碳贝氏体钢中主要添加地合金元素及其作用如下: (1>碳元素是强间隙固溶强化元素,可提高强度,但不能依靠其提高强度.尽量降低含碳量,即保持一定地韧性,也为了获得良好地焊接性. (2>钼元素能够使钢在空冷条件下获得贝氏体组织.钼元素使钢地奥氏体等温转变曲线中地铁素体析出出现明显右移,但并不明显推移贝氏体转变,所以过冷奥氏体得以直接向贝氏体转变,而在此前没有或者只有部分先共析铁素体析出,这样也就不再发生珠光体转变,如图1所示.
第5章CuCrZr-IG合金的组织和性能 5.1 概述和原理 5.1.1 应用概述 具有时效硬化的CuCrZr合金具有优异的耐热性能和电/热输运性能，在焊接、有色金属冶金及热能等领域有着广泛的应用[1]。较氧化铝颗粒弥散强化铜（通常用内氧化法制备[2~5]），CuCrZr合金可以由冶炼方法制备，因此成本相对较低。CuCrZr合金在ITER第一壁/偏滤器/加热系统等部件中也被广泛采用。商用的CuCrZr合金的元素成分在欧洲标准（EN 12167: 1998和EN12165:1998）中有较为严格的规定，材料代号为CW106C[6]。而在铜开发协会（CDA，Copper Development Association）和统一编号系统（UNS, United Numbering System）中，CuCrZr合金的代号则为C18150[7]。两类标准对主元素的含量要求都相对较为宽松。而在ITER应用中，化学成分的要求则进一步严格化，以便于：一方面确保材料在部件制备过程中达到设计要求，另一方面减少材料性能的波动。ITER应用中，CuCrZr材料的设计代号为CuCrZr-IG[8, 9]，IG为ITER Grade的首字母缩写。C18150和CuCrZr-IG的成分对比在表5-1中列出，可以看出，CuCrZr-IG的成分要求在标准成分范围之内。 表5-1 C18150和CuCrZr-IG的成分对比[7~9] 材料代号Cu Cr Zr 杂质 C18150 base 0.50~1.5 wt.% 0.05~0.25 wt.% ≤0.3 wt.%, CuCrZr-IG base 0.6~0.9 wt.% 0.07~0.15 wt.% 总杂质量≤0.15 wt.%，其 中Co*≤0.05，Nb*≤0.10， Ta*≤0.01，O＜20 ppm *辐射防护需要。 由于在ITER中的应用不同以及不同部件的制备工艺不同，CuCrZr-IG的热/塑性加工可以分为如下三种[9]： 1.固溶处理（980~1000℃，30~60 min）+冷加工（40~70%）+时效处理（450~470℃，2~4 h）（SAcwA工艺）； 2.固溶处理（980~1000℃，30~60 min）+时效处理（460~500℃，2~4 h）（SAA 工艺）； 3.固溶处理（980~1000℃，30~60 min）+过时效处理（由于大尺寸工程部件制备的特殊要求，时效温度不处在最优条件）（SAoverA工艺）。 在ITER工程设计阶段，做了大量的CuCrZr材料性能表征的工作，针对SAA 和SAcwA处理状态，测试结果收录在ITER材料性能手册（MPH，Materials Properties Handbook）中[10]，如图5-1所示。
北京科技大学科技成果——高性能低碳贝氏体钢的 研究与开发 项目简介 本项目得到国家973和863等项目支持，从基础理论研究出发，提出了使低碳贝氏体组织高强韧化和超细化的理论原理，发明了有自主知识产权的弛豫-析出-控制相变（RPC）专利工艺技术。这种理论原理和专利技术在大型钢铁企业实现了产业化，形成了我国具有优良综合性能及很高热稳定性的，以超细低碳贝氏体组织为基体的高强度低成本节能型新钢种系列。 新钢系列已发展到有8个强度级别，近20个牌号，产量已超过40万吨，大批量在重要工程领域中应用，使我国高性能焊接结构钢的研究与生产水平达到国际前列。 2006年获得了冶金科技一等奖和辽宁省科技一等奖，2007年获得了教育部科技进步一等奖，已授权两项专利。 经济效益及市场分析 目前大批量600-800MPa级新一代钢已用于我国几千台煤矿液压支架制造，使矿用液压支架自重由原来每台32吨（主要采用16Mn 钢制造）降为24吨（降25%），产品的性能已可完全取代采用调质钢制造的国际名牌，德国DBT公司产品，并且国产化后的液压支架价格比进口价大幅度降低，使一条由150-200台支架组成的煤矿生产线的设备投入降低近亿元。 另外以低碳贝氏体为基体的新一代桥梁用钢，已大批量使用于我
国特大公路和铁路桥梁建设，鞍钢生产的6000多吨16-80mm厚新一代桥梁钢已用于世界上最大跨度的钢衍架拱桥重庆朝天门长江大桥，武钢的超低碳贝氏体桥梁钢已大批量使用于京沪高速铁路南京大胜关长江大桥，使我国高强高可焊性桥梁钢达到国际上第二代桥梁钢的先进水平。 近年来，以低碳贝氏体为基体的我国高强度海洋平台及船舶用钢已取代进口调质钢应用于我国最大的4000吨深海打捞船（华天号）及春晓油田海上采油平台的制造，在我国工程机械，汽车吊，高空作业车及军用重载舟桥上新一代600-800MPa高强度极低碳贝氏体钢也已得到广泛应用，并正在向1000MPa级钢种方向发展，使我国制造业产品更新换代，赶上国际先进水平，取得了巨大的经济效益和社会效益。
相变扩散理论在低碳贝氏体钢中的应用 钢铁热处理理论的奠基者美国人贝茵(EC Bain)，在低合金钢的等温条件下获得了一种由高温转变至低温而产生的新的组织，于是他在1930年首先发表了这种转变产物的光学金相照片，后来人们把这种转变产物命名为贝氏体。由于贝氏体具有很强韧的性能，耐磨性和硬度明显优于其他材料，所以对它的研究转变规律很有必要。 对于贝氏体的定义与转变机制目前有三种理解，其一是美国人阿洛申(H.I.Aaronson)和中国著名金属学家徐祖耀为代表的扩散学派，其二是中国人柯俊为代表的切变学派，其三是介于两个学派之间的一种所谓转变机制转化连续性和阶段性理论。 阿洛申(H.I.Aaronson)及其合作者他们从合金热力学的研究结果认为，在贝氏体转变温度区间，相变驱动力不能满足切变机制的能量条件，因而从热力学上否定了贝氏体转变的切变理论。他们认为贝氏体转变属于共析转变类型，以扩散台阶机制长大，属于扩散型转变。 贝氏体相变的基本特征，它既有马氏体的相变特征又有珠光体转变特征。贝氏体相变是扩散型相变。有碳原子的扩散且碳的扩散速度控制着贝氏体相变速率，并影响其形貌，贝氏体相变无铁原子及其它合金元素原子的扩散。贝氏体转变温度范围较宽，且转变前有有孕育期。其转变也存在一个上限温度和下限温度。贝氏体不是层片状产物，而是在不同下得到不同类型贝氏体。(如高速钢)中，M s温度以下形成贝氏体，或呈现其他较复杂的情况。较高温度形成的贝氏体如图1，C曲线鼻部温度以上形成的贝氏体)为上贝氏体，较低温度(如贝氏体C曲线鼻部温度以下)形成的贝氏体为下贝氏体。上贝氏体以羽毛状组织为典型组织，其脆性较大；下贝氏体多呈片状具强韧性，为材料工作者所青睐。贝氏体的相变动力学，通过形核、长大方式进行；贝氏体即可等温形成，也可变温形成；贝氏体等温转变的动力学也是呈现C型。 贝氏体是非层状共析反应的产物，即一种特殊的共析反应。通过台阶机制来说明贝氏体是相变扩散。根据台阶，贝氏体相变与珠光体转变的主要不同点是转变时移动的界面不同。在奥氏体晶界处形α相与一侧的奥氏体保持半共格关系，两者之间存在一定位向关系；而与另外一侧的奥氏体界面则为非共格界面。半共格界面通过台阶机制推移得到贝氏体铁素体，非共格界面通过扩散机制得到珠光体。我们可以通过台阶机制认为相变时的浮凸是由铁