X80管線鋼焊接熱影響區(qū)組織性能改善措施

趙 波，李國(guó)鵬，王 旭，谷 雨，肖福仁

（1.中國(guó)石油集團(tuán)渤海裝備研究院 輸送裝備分院，河北 青縣062658；2.燕山大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，河北 秦皇島066004）

0 前 言

隨著油氣管道高壓、長(zhǎng)距離、大管徑輸送技術(shù)的發(fā)展，對(duì)管線鋼的強(qiáng)度、韌性和焊接性能提出了越來(lái)越高的要求。目前X80高性能管線鋼的生產(chǎn)技術(shù)日益成熟，已大規(guī)模地用于管道建設(shè)，已建成的西氣東輸二線工程是世界上輸送距離最長(zhǎng)的X80油氣管線。

如今在焊管生產(chǎn)中出現(xiàn)質(zhì)量問(wèn)題最多的是焊縫熱影響區(qū)的性能不合，如何確保焊管性能最薄弱區(qū)域—焊接熱影響區(qū)的性能，不僅關(guān)系到焊管質(zhì)量和管道運(yùn)行安全，而且還是關(guān)系企業(yè)的競(jìng)爭(zhēng)力和生存的大事。為了提高焊管的焊接質(zhì)量和成品率，首先需要對(duì)特定成分和原始金相組織的管線鋼焊縫熱影響區(qū)組織及力學(xué)性能變化規(guī)律進(jìn)行更深入和系統(tǒng)的認(rèn)識(shí)，其次針對(duì)這些變化規(guī)律，分析并采取不同的焊接及熱處理工藝措施，通過(guò)創(chuàng)新優(yōu)化焊接工藝最終實(shí)現(xiàn)顯著改善管線鋼焊接熱影響區(qū)綜合強(qiáng)韌性的目標(biāo)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)采用某生產(chǎn)用X80鋼板，該X80鋼板的化學(xué)成分見(jiàn)表1。圖1為該鋼板的金相組織，其原始金相組織以細(xì)化針狀鐵素體為主。熱模擬試樣沿鋼板橫向截取，沖擊試樣加工成10 mm×10 mm×55 mm矩形樣，熱模擬后矩形樣沿板厚方向開(kāi)V形缺口，進(jìn)行-10℃低溫沖擊試驗(yàn)。熱模擬拉伸試樣加工成φ10 mm×100 mm圓棒樣。采用金相顯微鏡對(duì)試樣組織進(jìn)行分析。

表1 試驗(yàn)用X80鋼板的化學(xué)成分%

圖1 試驗(yàn)鋼的金相組織

焊接熱循環(huán)試驗(yàn)是在Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。本試驗(yàn)分別采用兩種不同的焊接線能量(25 kJ/cm，40 kJ/cm)，先將試樣以150℃/s的速度加熱到相應(yīng)的峰值溫度(650～1 350℃)，保溫1 s，然后分別以不同焊接線能量對(duì)應(yīng)的不同冷速降至室溫，如圖2所示。其中不同的峰值溫度對(duì)應(yīng)著熱影響區(qū)不同的位置(粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)、臨界區(qū)、亞臨界區(qū))。

圖2 不同焊接線能量和不同峰值溫度的熱模擬曲線

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 冷速對(duì)組織和性能的影響

2.1.1 冷速對(duì)組織的影響

圖3給出了該X80鋼焊接粗晶區(qū)經(jīng)不同冷速冷卻后金相組織。由圖3可看出，冷速為0.25℃/s時(shí)，組織為多邊形鐵素體、珠光體及大量針狀鐵素體(圖 3（a）)；當(dāng)冷速增加至 0.5℃/s時(shí)， 多邊形鐵素體含量很少，組織多為針狀鐵素體，但針狀鐵素體條片及島狀組織較為粗大(圖3（b）)；當(dāng)冷速達(dá)到1℃/s時(shí)，組織開(kāi)始有原奧氏體晶界出現(xiàn)；當(dāng)冷速增到5℃/s時(shí)，組織主要為粒狀貝氏體特征，原奧氏體晶界清晰可見(jiàn)，局部組織呈條狀(圖3（e）)；當(dāng)冷速進(jìn)一步增大，粒狀貝氏體逐漸向板條狀轉(zhuǎn)化， 且組織更加細(xì)化（圖 3（f）～圖 3（j））。

圖3 X80鋼不同冷速冷卻后的金相組織

2.1.2 冷速對(duì)性能的影響

圖4給出了冷速對(duì)試樣強(qiáng)度的影響。由圖4可見(jiàn)，在冷速低于5℃/s時(shí)，強(qiáng)度隨冷速變化不大；但當(dāng)冷速高于5℃/s時(shí)，強(qiáng)度呈快速上升的趨勢(shì)。

試驗(yàn)用X80鋼經(jīng)不同冷卻處理后試樣的顯微硬度如圖5所示。由圖5可以看出，在冷速低于5℃/s時(shí)，顯微硬度隨冷速變化不大；但當(dāng)冷速高于5℃/s時(shí)，硬度呈快速上升的趨勢(shì)；當(dāng)冷速增加到20℃/s時(shí)硬度達(dá)到最大值；冷速高于20℃/s時(shí)，隨著冷速的增加硬度呈下降趨勢(shì)。由于硬度與強(qiáng)度有較強(qiáng)的對(duì)應(yīng)關(guān)系，所以可以將硬度隨冷速變化的大致規(guī)律看做強(qiáng)度隨冷速變化的規(guī)律。

圖6給出了冷速對(duì)試驗(yàn)用X80鋼低溫沖擊韌性的影響。當(dāng)冷速低于2℃/s時(shí)，低溫沖擊功隨冷速的增加變化不大，大致在10～23 J；但當(dāng)冷速在（2～20）℃/s時(shí)，低溫沖擊功開(kāi)始迅速上升；當(dāng)冷速為20℃/s時(shí)沖擊功也達(dá)到最大值223 J；但當(dāng)冷速升高到20℃/s以上時(shí)，隨冷速的增加沖擊功呈快速下降的趨勢(shì)，且其獲得高韌性的冷速范圍較大。從圖5和圖6可以看出，冷速在10～50℃/s范圍內(nèi)該X80鋼強(qiáng)度和韌性均處于較高水平，具有優(yōu)異的強(qiáng)韌匹配性。

圖4 冷速對(duì)強(qiáng)度的影響

圖5 冷速對(duì)顯微硬度的影響

圖6 冷速對(duì)低溫沖擊韌性的影響

據(jù)此分析，采用冷填絲、預(yù)熱填絲、焊絲大干伸長(zhǎng)、單電源雙絲單電弧串聯(lián)、單電源多細(xì)絲多電弧并聯(lián)、縱列帶極等高熔敷率高效復(fù)合多絲埋弧焊低線能量化焊接工藝，可以在提高焊接速度、保證焊縫質(zhì)量的前提下，顯著提高電流及電弧熱能利用率，降低焊接線能量，降低熔池過(guò)熱程度，減少母材熱輸入，從而有效降低焊縫及熱影響區(qū)高溫停留時(shí)間并增加其冷速；或在現(xiàn)有大線能量多絲埋弧焊工藝基礎(chǔ)上，在熔池凝固后及焊接熔池后面設(shè)計(jì)增加隨焊加速冷卻裝置，相當(dāng)于在原有大線能量焊接熱源上增加了一個(gè)熱沉系統(tǒng)，復(fù)合疊加的效果就相當(dāng)于采用較小的焊接線能量實(shí)現(xiàn)了大線能量高熔敷率高效焊接，同樣實(shí)現(xiàn)了增加焊縫及熱影響區(qū)冷速的目的。在距離熔池后面一定距離處設(shè)置隨焊加速冷卻裝置還有另外一個(gè)優(yōu)點(diǎn)，就是不改變大線能量焊接時(shí)，熔池中氣泡、熔渣易于溢出，熔池中合金成分更加均勻，凝固后的焊縫不易產(chǎn)生氣孔、夾渣等缺陷。分析認(rèn)為，采用上述兩種工藝都能實(shí)現(xiàn)管線鋼管焊縫及熱影響區(qū)金相組織和力學(xué)性能的改善。但是，上述兩種焊接新工藝的生產(chǎn)應(yīng)用還需經(jīng)過(guò)大量細(xì)致、繁瑣的焊接試驗(yàn)進(jìn)一步驗(yàn)證和優(yōu)化。

2.2 焊接線能量及峰值溫度對(duì)組織性能的影響

2.2.1 對(duì)組織的影響

圖7給出了X80鋼經(jīng)歷線能量為25 kJ/cm和40 kJ/cm、不同峰值溫度下焊接熱循環(huán)后的金相組織照片?？梢钥吹剑诮?jīng)歷了熱循環(huán)后金相組織變化顯著。

當(dāng)線能量為25 kJ/cm時(shí)，在焊接熱影響粗晶區(qū)（峰值溫度為1 350～1250℃），組織主要以粒狀貝氏體和貝氏體為主，原奧氏體晶界清晰，并且?jiàn)W氏體晶粒因焊接高溫而顯著長(zhǎng)大。貝氏體呈板條狀結(jié)構(gòu)，不同位向的板條束把原奧氏體晶粒分割成不同區(qū)域，板條間分布著片狀馬氏體/奧氏體(M/A)島組元；隨著峰值溫度的下降，原奧氏體晶粒細(xì)化，貝氏體板條結(jié)構(gòu)有逐漸退化的趨勢(shì)。當(dāng)焊接線能量增加到40 kJ/cm時(shí)，奧氏體晶粒及貝氏體有明顯粗化的趨勢(shì)。

當(dāng)峰值溫度下降到1 000～900℃時(shí)，組織變化明顯。原奧氏體晶界及貝氏體板條結(jié)構(gòu)消失，組織主要是多邊形鐵素體和塊狀鐵素體以及少量的粒狀貝氏體鐵素體，鐵素體上分布有點(diǎn)狀細(xì)小的M/A島，島狀組織大量減少，組織也明顯細(xì)化。而隨焊接熱輸入的增加，組織中塊狀鐵素體數(shù)量增加，尺寸也有所增大。

當(dāng)峰值溫度下降到800～750℃時(shí)，組織呈軋制拉長(zhǎng)特征，并且有較大塊狀的島狀組織沿軋制拉長(zhǎng)的原奧氏體晶界排列，這種特征在750℃時(shí)尤其明顯，這種不均勻的組織導(dǎo)致了在該溫度范圍內(nèi)韌性降低。而隨焊接熱輸入的增加，原始軋態(tài)拉長(zhǎng)晶粒有退化的趨勢(shì)。

圖7 X80鋼在不同焊接線能量及峰值溫度條件下的顯微組織

當(dāng)峰值溫度下降到700℃以下時(shí)，組織類似于鋼板的組織特征，沒(méi)有發(fā)生明顯變化，這說(shuō)明還沒(méi)有進(jìn)入奧氏體相區(qū)，僅僅是經(jīng)歷了一次回火過(guò)程，表現(xiàn)為貝氏體基體退火現(xiàn)象，而且焊接線能量對(duì)組織的影響并不明顯。

2.2.2 對(duì)性能的影響

2.2.2.1 韌性

試驗(yàn)選取熱影響區(qū)的多個(gè)峰值溫度，峰值溫度從低到高依次對(duì)應(yīng)熱影響區(qū)的亞臨界區(qū)、臨界區(qū)、細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)。圖8給出了X80鋼在線能量為25 kJ/cm和45 kJ/cm時(shí)，峰值溫度對(duì)-10℃沖擊韌性的影響。從圖8可看出，在兩種線能量條件下，沖擊韌性隨著峰值溫度的變化趨勢(shì)是相似的，臨界區(qū)和粗晶區(qū)的沖擊韌性差，而亞臨界區(qū)和細(xì)晶區(qū)的沖擊韌性較好。峰值溫度由600℃升高到750℃，材料韌性呈顯著下降的趨勢(shì)，由350～480 J降低到谷值50 J左右；當(dāng)峰值溫度由750℃升高到900～950℃時(shí)，沖擊功迅速回升到200 J以上；峰值溫度繼續(xù)升高到1 250～1 350℃時(shí)，沖擊功整體呈下降趨勢(shì)。但線能量為25 kJ/cm時(shí)，沖擊功變化不大，仍處于較高水平，均在200 J以上；而線能量為45 kJ/cm時(shí)，沖擊功隨溫度升高呈顯著降低趨勢(shì)，粗晶區(qū)沖擊功最低值僅有25 J左右。因此，僅從線能量對(duì)粗晶區(qū)韌性影響的角度來(lái)看，采用較低的線能量焊接更有利于焊縫熱影響區(qū)粗晶區(qū)韌性的改善。

圖8 X80鋼在兩種不同焊接線能量下的沖擊韌性

分析認(rèn)為，對(duì)于熱影響區(qū)粗晶區(qū)對(duì)焊接線能量很敏感的管線鋼材料，可以采用前文所述的高熔敷率高效復(fù)合多絲埋弧焊低線能量化焊接工藝實(shí)現(xiàn)盡可能小的線能量焊接，以改善粗晶區(qū)的沖擊韌性。而對(duì)于在750℃附近的兩相臨界區(qū)，無(wú)論線能量大與小，該區(qū)域沖擊韌性嚴(yán)重惡化，均處于谷值并且僅有約48 J。為了改善該X80鋼兩相臨界區(qū)低溫韌性，可以采取焊后對(duì)焊縫及熱影響區(qū)進(jìn)行局部中頻正火熱處理工藝措施，這樣不僅可以改善兩相臨界區(qū)強(qiáng)韌性，也可以改善粗晶區(qū)的強(qiáng)韌性。

2.2.2.2 硬度

圖9給出了焊接線能量為25 kJ/cm以及線能量為45 kJ/cm條件下，峰值溫度對(duì)X80試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)硬度的影響。從圖9可以看出，顯微硬度隨著峰值溫度的變化趨勢(shì)總體上是相似的。隨峰值溫度升高，硬度呈先減小再增大的波動(dòng)變化趨勢(shì)。線能量25 kJ/cm時(shí)，硬度谷值出現(xiàn)在800℃峰值溫度區(qū)域；線能量為45 kJ/cm時(shí)，硬度谷值出現(xiàn)在750℃峰值溫度區(qū)域。同時(shí)從圖9可以看出，焊接線能量大小對(duì)熱影響區(qū)整體硬度分布規(guī)律和大小影響不大。

圖9 峰值溫度對(duì)X80試驗(yàn)鋼硬度的影響

2.2.2.3 強(qiáng)度

圖10 焊接線能量及峰值溫度對(duì)強(qiáng)度的影響

圖10為焊接線能量及峰值溫度對(duì)強(qiáng)度的影響曲線。由圖10可看出，亞臨界區(qū)（630～730℃）強(qiáng)度最好；峰值溫度為900℃，即臨界區(qū)與細(xì)晶區(qū)交界處的位置強(qiáng)度最差。其中當(dāng)線能量為25 kJ/cm時(shí)，屈服強(qiáng)度為500 MPa，抗拉強(qiáng)度約為720 MPa左右；當(dāng)線能量為40 kJ/cm時(shí)，屈服強(qiáng)度為470 MPa，抗拉強(qiáng)度約為680 MPa。而細(xì)晶區(qū)（1 000～1 100℃）、粗晶區(qū)（1 200～1 350℃）強(qiáng)度大小介于亞臨界區(qū)與臨界區(qū)之間。采用較小的線能量焊接時(shí)，熱影響區(qū)強(qiáng)度平均水平略高于采用較大線能量焊接。分析認(rèn)為可以采用前文所述的高熔敷率高效復(fù)合多絲埋弧焊低線能量化焊接工藝或隨焊加速冷卻工藝實(shí)現(xiàn)盡可能小的線能量焊接，以改善臨界區(qū)和粗晶區(qū)的強(qiáng)度。

3 分析與討論

從圖8和圖10可見(jiàn)，在整個(gè)熱模擬的焊接熱影響區(qū)各個(gè)分區(qū)中，強(qiáng)韌性表現(xiàn)出很大的差異，這是由于經(jīng)歷不同的峰值溫度處理后，在焊接熱循環(huán)過(guò)程中不同的組織演變所造成的。試驗(yàn)用X80鋼的組織變化可分為4個(gè)主要的區(qū)域：650～700℃為亞臨界區(qū)（回火時(shí)效區(qū)）；750～800℃為臨界區(qū)（兩相區(qū)即不完全重結(jié)晶區(qū)）；900～1 000℃為細(xì)晶區(qū)（相變重結(jié)晶區(qū)）；1 250～1 350℃為粗晶區(qū)（過(guò)熱區(qū)）。在本試驗(yàn)溫度范圍內(nèi)，硬度隨峰值溫度升高呈現(xiàn)出先降低再升高的變化趨勢(shì)，而韌性隨峰值溫度的變化規(guī)律則是出現(xiàn)先降低再升高再降低的波動(dòng)變化趨勢(shì)，并且硬度和韌性的最低點(diǎn)所對(duì)應(yīng)的峰值溫度不同。硬度最低點(diǎn)出現(xiàn)在峰值為750～800℃的區(qū)域。而韌性最低的區(qū)域在峰值溫度為1 350℃的焊接粗晶區(qū)和峰值溫度為750℃的兩相臨界區(qū)，在細(xì)晶區(qū)和回火時(shí)效區(qū)韌性得到顯著的改善。對(duì)不同的試驗(yàn)用鋼，其性能的變化也有很大的差別。

在回火時(shí)效區(qū)，峰值溫度低于700℃，熱循環(huán)加熱過(guò)程中，由于加熱溫度未達(dá)到相變點(diǎn)，組織僅僅經(jīng)歷一次回火，且由于加熱作用時(shí)間短，在這種瞬時(shí)的回火時(shí)效過(guò)程中，鐵素體基體變化不大。但在針狀鐵素體中有一定量的島狀組織，這些島狀組織將發(fā)生一定的轉(zhuǎn)變，使硬度降低，韌性得到改善。另外，由于回火過(guò)程將發(fā)生微合金碳氮化物的析出，會(huì)造成硬度提高，韌性降低。在回火時(shí)效區(qū)的性能變化，取決于這些組織變化的相互競(jìng)爭(zhēng)。在低的焊接熱輸入條件下，基體及島狀組織的軟化程度低，而析出的強(qiáng)化作用大，因此韌性降低較大；而在高能量條件下，軟化和強(qiáng)化機(jī)制相互平衡，韌性變化不大。

當(dāng)峰值溫度繼續(xù)升高，奧氏體進(jìn)入兩相臨界區(qū)。在剛剛進(jìn)入兩相區(qū)的750℃時(shí)，硬度較高，但韌性最低；隨溫度的升高，硬度降低，而韌性升高。由該鋼的化學(xué)成分計(jì)算其奧氏體化溫度AC1點(diǎn)為695℃，AC3點(diǎn)為880℃。由于在焊接熱循環(huán)的快速加熱過(guò)程中，相變溫度有顯著提升，因此，當(dāng)峰值溫度為750℃時(shí)，加熱時(shí)剛剛進(jìn)入奧氏體區(qū)。在兩相區(qū)組織主要發(fā)生兩種變化：一方面，發(fā)生部分奧氏體轉(zhuǎn)變；另外，基體將發(fā)生回火。在剛剛進(jìn)入兩相區(qū)時(shí)，奧氏體轉(zhuǎn)變量很少，少量奧氏體沿原奧氏體晶界或相界面處形成，所形成的奧氏體在隨后的快速冷卻過(guò)程中，將以馬氏體/奧氏體(M/A)島狀組織形式保留下來(lái)，這種尺寸較大且沿原奧氏體晶界分布的島狀組織將顯著降低鋼的韌性。隨峰值溫度的升高，奧氏體轉(zhuǎn)變量增加，在隨后的冷卻過(guò)程中，將轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小針狀鐵素體組織，使強(qiáng)度升高，韌性也得到改善。而這種轉(zhuǎn)變與鋼板的成分及初始的組織狀態(tài)有關(guān)。由圖1可見(jiàn)，試驗(yàn)用X80鋼原始組織以細(xì)化針狀鐵素體為主。經(jīng)750℃兩相區(qū)加熱后，島狀組織的數(shù)量及尺寸均較大，對(duì)韌性影響較大，所以該鋼750℃時(shí)韌性較差，但未發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變的基體組織，由于其回火作用，將發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶，使強(qiáng)度降低，韌性回升。試驗(yàn)X80鋼由于合金含量低，回火穩(wěn)定性高，因此硬度的下降不明顯。

在細(xì)晶區(qū)，由于剛剛進(jìn)入奧氏體區(qū)，晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，在加熱和冷卻過(guò)程中發(fā)生了相變重結(jié)晶，因此奧氏體晶粒非常細(xì)小，并且在高速加熱和冷卻的條件下，Nb，V等碳化物溶解量較低，甚至不溶解，相變后的組織以多邊形鐵素體和塊狀鐵素體組織為主，韌性得到改善和提高，但這也在一定程度上降低了硬度。同時(shí)在剛進(jìn)入細(xì)晶區(qū)時(shí)，由于奧氏體中的合金元素溶解極不充分，從而導(dǎo)致最終組織內(nèi)部的成分極度不均勻而造成硬度較低。當(dāng)峰值溫度繼續(xù)升高，組織不均勻性得到改善，材料的綜合力學(xué)性提高。由于合金含量較低，組織不均勻性不明顯，因此該鋼在峰值溫度為900℃時(shí)硬度沒(méi)有明顯的下降。當(dāng)峰值溫度為1 000℃時(shí)，組織仍以細(xì)小的多邊形鐵素體為主，因此強(qiáng)韌性較好。

隨著溫度繼續(xù)升高，碳化物溶解顯著增加，對(duì)奧氏體晶界的釘軋作用減弱，奧氏體晶粒也顯著長(zhǎng)大，組織進(jìn)入粗晶區(qū)。由于原奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，導(dǎo)致韌性和強(qiáng)度都有所降低。同時(shí)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大及合金元素含量的增高，鋼的淬透性增加，組織也向貝氏體轉(zhuǎn)變，甚至馬氏體轉(zhuǎn)變，這是硬度變化不大、韌性降低的重要原因。從奧氏體晶粒尺寸的角度看，不同線能量條件下奧氏體晶粒尺寸變化不大，但韌性降低較大，這和相變后的貝氏體及貝氏體中M/A島狀組織的尺寸和數(shù)量有關(guān)。隨著線能量和峰值溫度的增加，貝氏體板條也相應(yīng)粗化，M/A組元尺寸增大并且數(shù)量增多。粗大的貝氏體及島狀M/A組元是導(dǎo)致焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)韌性降低的一個(gè)重要原因。

4 結(jié) 論

（1）冷速在0.25～5℃/s范圍內(nèi)，隨冷速升高，焊接熱影響區(qū)的強(qiáng)度、硬度變化不大并且均處于較低的水平；冷速在0.25～2℃/s范圍內(nèi)，隨冷速升高，低溫沖擊功變化不大并且均處于很低的水平；當(dāng)冷速大于5℃/s時(shí)，隨冷速增大，強(qiáng)度和硬度顯著增大；冷速在2～20℃/s范圍內(nèi)，隨冷速升高，低溫沖擊功顯著增加并在20℃/s時(shí)達(dá)到最大值；冷速在20～50℃/s范圍時(shí)，低溫沖擊功呈現(xiàn)下降趨勢(shì)。分析認(rèn)為，采用高熔敷率高效復(fù)合多絲埋弧焊低線能量化焊接工藝或隨焊加速冷卻工藝可以改善熱影響區(qū)綜合強(qiáng)韌性。

（2）在試驗(yàn)用X80鋼焊接熱影響區(qū)中，脆化區(qū)域出現(xiàn)在粗晶區(qū)和兩相臨界區(qū)，隨焊接熱輸入的增加，粗晶區(qū)韌性顯著降低并處于很低水平，兩相臨界區(qū)韌性基本不變并且均處于很低水平；軟化區(qū)域出現(xiàn)在細(xì)晶區(qū)，小線能量焊接軟化程度弱于大線能量焊接，但軟化趨勢(shì)不明顯并且強(qiáng)度均處于滿足標(biāo)準(zhǔn)要求的較高水平。

（3）試驗(yàn)用X80鋼熱影響區(qū)存在的主要問(wèn)題是粗晶區(qū)和兩相臨界區(qū)脆化問(wèn)題，采用高熔敷率高效復(fù)合多絲埋弧焊低線能量化焊接工藝或隨焊加速冷卻工藝可以有效改善粗晶區(qū)低溫沖擊韌性，采取焊后局部中頻正火熱處理工藝可以有效改善包括兩相臨界區(qū)、粗晶區(qū)在內(nèi)的整個(gè)熱影響區(qū)及焊縫的低溫沖擊韌性。

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