通过使用性能更优的低合金高强钢(HSLA)，可大量节约钢材消耗，减轻对资源、能源、环境的压力，积极推进HSLA钢的应用是实现钢铁工业可持续发展的必由之路^[1]，而要推广HSLA钢的应用离不开相配套的焊接技术。由于焊接过程中加热速度快，温度分布不均匀及峰值温度高等特点，导致母材产生组织、性能不均匀现象，尤其是厚板经历多道次焊接热循环历程，其组织性能变化更为复杂，因而多道次焊接研究一直备受关注^{[2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 10]}。一般来说，焊接过热粗晶区是接头中最薄弱的部位，经历再热循环后的组织转变和性能如何变化引起人们的兴趣，但对其中的组织转变规律研究还存在不足之处，如Moeinifar等^{[4, 5]}针对X80的焊接粗晶区再加热到两相区后组织和性能进行了对比研究,但其临界点仅是通过公式的计算得出；Liao等^[6]对SQV-2A也作了类似的研究，同样对临界区的定义存在不足；国内研究不同钢种多道次热循环后的组织转变规律结果不尽相同，如陆雪冬等^[7]针对船用高强钢DH40多层焊接接头发现热影响区中粒状贝氏体和“组织遗传”作用造成的晶粒粗大，导致冲击韧性下降；许良红等^[8]对07MnCrMoVR进行了热模拟实验研究，认为粗晶区+临界区(IRCGHAZ)是多道焊二次热循环时热影响区韧性最差的区域，引起IRCGHAZ脆化的原因是大量沿晶界分布的块状M-A组元的形成；彭冀湘等^[9]研究了900MPa级超高强度钢过热区经历二次热循环后组织与韧性的变化规律，发现沿原奥氏体晶界形成的链状分布的小晶粒造成韧性下降；而高惠临等^[10]对HSLA-100研究结果表明，临界再热粗晶区的组织为低温转变产物，韧性反而升高，韧性恶化的区域为亚临界粗晶区。

由此可见，低合金高强焊接热影响区多次热循环后的组织转变较为复杂，而且极易造成韧性的下降，但由于不同的合金成分设计及原始热处理状态等因素，不同钢种的多道次焊接组织转变和性能各有特点，更重要的是，由于焊接本身快速加热的特点，对临界区的认识应以实际临界温度为准，为此，本工作针对某厂生产的800MPa级低合金高强钢，通过模拟实验的方法研究其粗晶区二次热循环的组织转变规律，对该钢种多道次焊接工艺的后续研究有重要的参考意义。

实验用钢为调质态，原始金相组织为回火索氏体，钢的化学成分和力学性能分别见表1和表2，其合金元素总量为2.5%，虽屈强比较高，但因具有良好的延展性和低温冲击性能，满足工程结构的服役要求，其A_c1和A_c3分别为708℃和880℃。

在快速加热条件下，钢的A_c1和A_c3有所上升，因此为了建立本实验用钢的连续加热奥氏体化曲线(TTA)，分别测得不同加热速率的临界相变点，绘制出如图1的TTA曲线。其中，加热速率为150℃/s的A′_c1和A′_c3分别为759℃和970℃，比0.05℃/s的加热速率条件下测得的A_c1和A_c3分别高出51℃和90℃。以TTA曲线为基础，依据钢经历不同的二次热循环峰温(T_p2)，可将其热影响区分为三个区域：过临界区(＞A′_c3)，临界区(A′_c1~A′_c3)和亚临界区(＜A′_c1)。

	图1 实验用钢的TTA图 Fig.1 TTA diagram of experimental steel
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为了准确模拟实际的过热粗晶区二次热循环过程，以焊接过程实测的温度数据为参考，统计焊接热输入约为20kJ/cm的升、降温速率，制定了如图2所示的过热粗晶区再热循环模拟实验，加热速率为150℃/s，冷却时Δt_8/5=15s，试样经历两个不同的峰值温度T_p1和T_p2，道间温度为150℃，峰值温度停留时间为5s，T_p1为1300℃，即对应过热粗晶区，T_p2分别为：1200，1000，900，800，710，650℃，依据TTA曲线，T_p2＝1000，1200℃为过临界区，T_p2＝800，900℃为临界区，T_p2＝650，710℃为亚临界区。热模拟试样的规格为φ3mm×10mm，实验设备为L78-RITA相变热膨胀仪，实验过程采集了温度-膨胀量曲线。

	图2 模拟热循环曲线 Fig.2 Simulating thermal cycle curve
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试样经过磨抛后，使用4%的硝酸酒精腐蚀，并用蔡司光学显微镜和QUANTA-400环境扫描电镜对组织进行观察；采用HV-50型维氏硬度计测试试样的硬度。

为了便于对比，首先观察了在一次热循环作用后得到的粗晶组织，如图3(a)所示，为贝氏体和板条马氏体的混合组织，上贝氏体组织呈典型的羽毛状，由于峰值温度高，晶粒尺寸显著长大，达到60μm。

	图3 不同热循环历程的组织形貌 (a)1300℃;(b)1300℃+1200℃;(c)1300℃+1000℃;(d)1300℃+900℃;(e)1300℃+800℃;(f)1300℃+710℃;(g)1300℃+650℃ Fig.3 Microstructure for various thermal cycles (a)1300℃;(b)1300℃+1200℃;(c)1300℃+1000℃;(d)1300℃+900℃;(e)1300℃+800℃;(f)1300℃+710℃;(g)1300℃+650℃
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由图3(b)可看到，T_p2为1200℃时与一次热循环得到的组织一样，该温度下原组织完全奥氏体化后晶粒粗大，冷却时发生了贝氏体和马氏体转变；T_p2为1000℃时，奥氏体化组织在冷却过程中形成粒状贝氏体，M-A组元由未完全转变的奥氏体形成^{[2, 11]}，因为奥氏体化的晶粒还未充分长大，冷却后晶粒变细，如图3(c)。

临界区组织如图3(d)，(e),原组织发生部分重结晶，没有完全奥氏体化的基体组织仍保留原来的条状形貌；T_p2为900℃时奥氏体化晶粒转变成贝氏体，其形态与T_p2为1000℃时的一样，当T_p2为800℃时重结晶量少，粗大的一次组织仍然存在，在晶内、晶界处观察到细小晶粒，由于碳原子的扩散，M-A组元溶解，铁素体条变宽。

当T_p2小于A′_c1时，粗大原始晶粒相当于回火处理，粗晶尺寸没有变化，M-A组元发生部分分解，如图3(f),(g)所示。

在扫描电镜下观察了组织的细微形貌，如图4所示。图4(a)为图3(b)中的板条组织，板条间距只有1μm左右，板条间形成一定的交角；图4(b)为T_p2为900℃的SEM图，从中可清晰观察到，在原组织晶界及晶内均发生奥氏体化，之后形成块状贝氏体铁素体和M-A组元，未奥氏体化区域组织为板条贝氏体组织，与原组织相比，基体上长条形态的组元逐渐分解而变短；图4(c)为二次峰值温度T_p2为800℃时，在晶界处生成的细小晶粒结构，可见，这些小晶粒实际上是M-A组元，呈岛链状分布，组元最长只有几微米；当T_p2为710℃时的SEM照片如图4(d)所示，可以看到，在基体和晶界处有弥散分布的碳化物颗粒和未溶解完的M-A组元，T_p2为650℃时与之类似。

	图4 粗晶区二次热循环后的SEM组织照片 (a)Tp2＝1200℃;(b)Tp2＝900℃;(c)Tp2＝800℃;(d)Tp2＝710℃ Fig.4 SEM photos of CG-HAZ reheated by second thermal cycle (a)Tp2＝1200℃;(b)Tp2＝900℃;(c)Tp2＝800℃;(d)Tp2＝710℃
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由于各相的比容不同，在组织转变过程中将发生体积的变化，表现为膨胀量与温度之间的非线性变化，低碳钢中各相和组元的比容有如下关系^[12]：马氏体＞贝氏体＞珠光体＞铁素体＞奥氏体＞碳化物，热膨胀系数正好与之相反，而膨胀量-温度曲线的斜率即为膨胀系数，借助膨胀曲线可对组织转变情况进行判断；实验过程的膨胀量-温度曲线如图5所示。

	图5 膨胀量-温度曲线 (a)Tp2＝1200℃;(b)Tp2＝1000℃;(c)Tp2＝900℃;(d)Tp2＝800℃;(e)Tp2＝710℃ Fig.5 Dilation versus temperature curves (a)Tp2＝1200℃;(b)Tp2＝1000℃;(c)Tp2＝900℃;(d)Tp2＝800℃;(e)Tp2＝710℃
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由图5(a)可看到，当T_p2为1200℃时，两次冷却过程的膨胀曲线拐点温度相同，同为贝氏体和马氏体转变，与组织观测结果一致；从图5(b),(c)的曲线上看，在T_p2为900，1000℃的冷却过程发生了高温转变(700℃左右出现拐点)，即铁素体的生成，从组织观察结果来看，在原组织奥氏体化后的冷却过程中，形成较多的贝氏体铁素体，因而体积效应较大，曲线拐弯较明显，同时从曲线5(c)还可看出，在T_p2为900℃的加热过程并没有完全奥氏体化；而T_p2为800℃时，铁素体量少，体积效应较小，在高温区的曲线变化不明显，当冷却到中温以下时，因晶界处块状M-A的生成，发生体积效应，冷却曲线斜率有所增大(图5(d))；T_p2小于710℃时，加热和冷却过程的膨胀曲线斜率不再发生明显变化(图5(e))。

实验测得一次热循环的粗晶组织硬度为318HV，经过不同的二次热循环后，硬度有所变化，如图6所示，当T_p2为1200℃的硬度相对升高，T_p2为900，1000℃时，硬度产生较大的降幅，其中T_p2为900℃时的硬度为239HV，降低幅度为25%，当T_p2为800℃及以下时，硬度变化不大。

	图6 粗晶区经历不同Tp2后的硬度 Fig.6 Hardness of CG-HAZ reheated with various Tp2
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在过临界区，马氏体或贝氏体板条间距小，因而硬度高，当峰值温度为1300℃时，晶粒尺寸会更粗，T_p1＝1300℃的硬度反而比T_p2＝1200℃时的低；而T_p2＝1000℃时刚刚超过A′_c3，奥氏体化不充分，溶质不均匀，且铁素体量较多，使硬度降低；T_p2＝900℃时发生部分奥氏体化，碳原子向新相中扩散，未重结晶的基体组织相当于一次深度回火作用，导致硬度的急剧下降；T_p2＝800℃时，因重结晶量少，时间历程短，在相界和晶界附近发生少量的碳原子扩散，基体的硬度变化不大，二次峰值温度低于A′_c1时，即对非平衡组织进行了回火，硬度降低，且T_p2＝710℃时回火程度比T_p2＝650℃高，M-A组元分解量多，因而硬度较低。

实验用钢的粗晶区生成了贝氏体和马氏体组织，在二次加热过程中，这些非稳态组织发生奥氏体化时，形核位置为晶界和晶内的两相界面，在冷却过程中，因奥氏体化温度(即T_p2)的不同而发生不同的组织转变，当T_p2为1200℃时，因为晶粒粗大，使晶界减少，冷却时新相的形核位置减少，加上高温下合金元素充分溶入奥氏体，提高其稳定性，使贝氏体转变温度(B_s)降低，组织呈板条状，硬度增加；反之，当T_p2在1000℃及以下温度奥氏体化时，B_s相对要高，晶粒也较为细小。

从实验结果来看，判断过热粗晶区二次热循环组织转变类型时，应按实际的临界点来划分，若按照近平衡状态下的A_c1和A_c3为界限，则当T_p2＝900℃时即进入完全奥氏体区，按文献^{[7, 8, 9, 13]}，此时应发生所谓的“组织遗传”，即非平衡组织奥氏体化后晶粒没有细化，仍保持原来的晶体学位向关系，但本实验结果并非如此，即T_p2为900℃时，实验用钢没有完全奥氏体化，而只是发生了部分奥氏体化，未奥氏化的原组织形态基本不变，这从组织和膨胀曲线上均能体现(图4(b)，图5(c))，而且奥氏体化组织得到了细化，没有出现组织遗传现象，因此，建立TTA曲线对焊接过程组织转变的认识具有实用意义。

(1)结合实验用钢的TTA曲线及热膨胀曲线，其粗晶区二次热循环组织转变规律为：随T_p2的提高，B_s降低，组织由较高温度下得到的粒状贝氏体变成板条状贝氏体和马氏体，晶粒由细变粗，当T_p2低于奥氏体化温度时，对一次粗晶组织起到回火作用。

(2)二次热循环后的组织硬度与基体形态有直接联系，相比于一次粗晶区组织，T_p2为1200℃时得到的板条状基体，使硬度升高，T_p2为900℃和1000℃时，粒状的贝氏体基体使硬度降低，在A′_c1温度以下回火时，只有部分M-A组元分解，因时间历程短，基体组织变化小，硬度变化不大。

(3)TTA曲线能够为焊接热影响区各区域的准确划分提供依据，并直接影响相变类型分析，尤其是亚临界区是否发生组织遗传现象的判断；通过金相组织和热膨胀曲线相互验证，得到本实验用钢的粗晶区组织转变特征，为后续研究提供参考。