焊接熱循環(huán)對(duì)1 000 MPa級(jí)焊縫金屬組織性能的影響

崔 冰，彭 云，趙 琳，彭夢(mèng)都，宋 威，竺培顯

（1.昆明理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明650093；2.先進(jìn)鋼鐵流程及材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室（鋼鐵研究總院），北京100081）

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焊接熱循環(huán)對(duì)1 000 MPa級(jí)焊縫金屬組織性能的影響

崔 冰1，2，彭 云2，趙 琳2，彭夢(mèng)都2，宋 威2，竺培顯1

（1.昆明理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明650093；2.先進(jìn)鋼鐵流程及材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室（鋼鐵研究總院），北京100081）

摘 要：為研究多層多道焊對(duì)1 000 MPa級(jí)焊縫金屬組織性能的影響，采用熱模擬試驗(yàn)對(duì)末道焊縫金屬進(jìn)行一次及二次焊接熱循環(huán)，并通過(guò)沖擊、硬度試驗(yàn)，利用金相顯微鏡、掃描電鏡、透射電子顯微鏡和電子背散射衍射技術(shù)分析熱循環(huán)后焊縫金屬組織性能的變化規(guī)律.結(jié)果表明：?jiǎn)未螣嵫h(huán)下，隨著峰值溫度（Tp）的升高，沖擊韌性逐漸下降，顯微硬度先上升后下降；TP為800℃時(shí)出現(xiàn)了軟化現(xiàn)象，顯微硬度326 HV，沖擊韌性較高為64 J；TP為950℃時(shí)，其奧氏體晶粒相對(duì)細(xì)小，具有良好的綜合力學(xué)性能；TP為1 350℃時(shí)，顯微硬度最高為383 HV，沖擊吸收功只有19 J，其脆化原因是冷卻時(shí)獲得粗大原奧氏體晶粒以及粗大的、且方向性較為一致的板條馬氏體和貝氏體硬脆組織；經(jīng)800℃的二次循環(huán)后，再次出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，顯微硬度為313 HV，并且焊縫熱影響區(qū)中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為1.39%，沖擊韌性得到改善為59 J.

關(guān)鍵詞：焊縫金屬；熱循環(huán)；顯微組織；韌性；殘余奧氏體

目前，在工業(yè)生產(chǎn)中使用的低合金鋼強(qiáng)度級(jí)別逐步升高，高強(qiáng)鋼越來(lái)越多地應(yīng)用到工程機(jī)械領(lǐng)域，而工程機(jī)械中焊接結(jié)構(gòu)件較多，約占整機(jī)質(zhì)量的50%～70%，所以能否獲得具有良好力學(xué)性能的焊縫是高強(qiáng)鋼焊接結(jié)構(gòu)安全運(yùn)行的技術(shù)關(guān)鍵［1－4］.

焊接接頭中焊縫金屬組織對(duì)其力學(xué)性能起著關(guān)鍵作用，受到了人們的普遍關(guān)注.文獻(xiàn)［5］研究了焊接熱輸入對(duì)1 000 MPa級(jí)工程機(jī)械用鋼接頭組織性能的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)：在12、15、18 kJ／cm 3種熱輸入下，焊縫金屬的顯微組織均以板條為主，并包含粒狀貝氏體和板條間殘余奧氏體；隨著熱輸入的增加，板條組織明顯粗化，粒狀貝氏體組織逐漸增多，板條馬氏體組織逐漸減少，部分殘余奧氏體由薄膜狀向塊塊形態(tài)變化，導(dǎo)致其沖擊韌性降低.文獻(xiàn)［6］研究了后熱溫度對(duì)1 000 MPa級(jí)高強(qiáng)鋼焊縫組織與性能的影響，結(jié)果表明：隨后熱溫度的升高，焊縫金屬中板條組織粗化，連續(xù)分布的塊狀和棒狀碳化物在板條間析出，造成組織界面結(jié)合力降低，使得裂紋易起裂擴(kuò)展造成接頭性能下降.文獻(xiàn)［7］中對(duì)液壓支架用1 000 MPa級(jí)高強(qiáng)鋼焊接性試驗(yàn)研究，表明采用較大的熱輸入或者道間溫度過(guò)高，都會(huì)導(dǎo)致焊接接頭強(qiáng)度下降，但兩者對(duì)焊接接頭的沖擊韌性影響不是很明顯.由于鋼板大多數(shù)都采用多層多道焊，而道間熱影響區(qū)的區(qū)域很窄，很難取樣對(duì)其做精細(xì)的分析研究，目前還沒(méi)見(jiàn)到關(guān)于1 000 MPa級(jí)焊縫金屬熱循環(huán)影響的研究與報(bào)道.

為研究焊接循環(huán)溫度下的焊縫組織及韌性，本文采用Gleeble3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)焊縫道間熱影響區(qū)的組織進(jìn)行模擬，再采用金相顯微鏡和金相顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡和電子背散射衍射技術(shù)對(duì)其高溫、中溫及二次循環(huán)下相變產(chǎn)物加以定性，特別是對(duì)二次熱循環(huán)做了較深入的探究，分析了多層多道焊的焊接熱循環(huán)對(duì)焊縫精細(xì)組織及韌性的影響.

1 試 驗(yàn)

試驗(yàn)所用的填充焊絲為試驗(yàn)GHS90，合金成分見(jiàn)表1，采用YH－751全自動(dòng)氣保焊機(jī)，保護(hù)氣為80%Ar＋20%CO2（體積分?jǐn)?shù)），鋼板尺寸為500 mm×300 mm×30 mm.坡口為X型，夾角60°，焊前預(yù)熱80℃，電流330 A，電壓30 V，實(shí)際焊接速度為33 cm／min.

圖1為末道焊縫的透射照片.從圖1可以發(fā)現(xiàn)：末道焊縫的原始組織為細(xì)小的板條貝氏體組織，其特征為細(xì)小的板條內(nèi)部上分布著一些細(xì)小的碳化物和在板條間分布的殘余奧氏體，貝氏體板條之間彼此咬合，交錯(cuò)分布，裂紋在擴(kuò)展過(guò)程中必定受到這些細(xì)小片條束的阻礙能維持較高的韌性［5］；末道焊縫金屬的在－20℃下的沖擊吸收能量為45 J，硬度為337 HV.

表1 焊縫金屬的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）

圖1 末道焊縫的微觀組織

焊縫金屬的力學(xué)性能主要取決于焊接時(shí)的冷卻速度和焊后金屬的化學(xué)成分，應(yīng)用三維厚板傳熱公式［8］式（1）對(duì)施焊的焊縫金屬的t8／5（800～500℃冷卻時(shí)間）進(jìn)行了計(jì)算.

式中：T0代表初始溫度，℃；η代表相對(duì)熱效率，%；E代表焊接熱輸入，J／cm；F3代表三維傳導(dǎo)系數(shù).最后計(jì)算得到的t8／5為10 s.

為了能具體描述不同峰值溫度及熱循環(huán)方式對(duì)組織及性能的影響，依據(jù)經(jīng)驗(yàn)公式（2）、（3）［9］計(jì)算出焊縫金屬的AC1、AC3分別為723和847℃.AC1代表奧氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度，AC3代表奧氏體轉(zhuǎn)變完全溫度.

沿焊接方向的末道焊縫上取10. 5 mm× 10.5 mm×60 mm的熱模擬試樣，取樣位置如圖2所示（沿焊接方向共切取16個(gè)熱模擬試樣）.在Gleebe1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上分別進(jìn)行單道和雙道熱循環(huán)，每個(gè)熱循環(huán)做4個(gè)試樣，3個(gè)制備沖擊試樣，1個(gè)用來(lái)做微觀組織觀察及顯微硬度測(cè)定.其中，單次熱循環(huán)選擇3個(gè)循環(huán)溫度分別為800、950、1 350℃；二次熱循環(huán)試驗(yàn)先將試樣加熱到峰值溫度1 350℃，再將試樣加熱到峰值溫度800℃，由800℃冷卻至500℃，時(shí)間均為10 s，熱循環(huán)曲線見(jiàn)圖3.熱模擬之后的試樣每組做3個(gè)標(biāo)準(zhǔn)V型10 mm×10 mm×55 mm夏比沖擊試樣，進(jìn)行－20℃下的沖擊試驗(yàn)，V型缺口開(kāi)在焊點(diǎn)處確保試驗(yàn)的準(zhǔn)確性，最后的沖擊韌性取平均值，并采用S4300掃描電鏡對(duì)沖擊斷口形貌進(jìn)行觀察.

圖2 熱模擬試樣的取樣位置

圖3 不同峰值溫度下熱循環(huán)曲線

沿焊點(diǎn)處橫向切開(kāi)試樣用于金相試樣的制備，金相試樣經(jīng)研磨、拋光和腐蝕（體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液）后，采用LeicaMEF4－M型金相光學(xué)顯微鏡觀察分析道間熱影響區(qū)的微觀組織，在拋光后的金相試樣上利用日本AKASHI的MVK－E型顯微硬度儀進(jìn)行硬度測(cè)試，每個(gè)試樣測(cè)試5個(gè)點(diǎn)，最后取平均值.透射試樣經(jīng)水磨砂紙研磨到40 μm，用半自動(dòng)MTP－1A磁力減薄器對(duì)試樣進(jìn)行電解雙噴去應(yīng)力減薄，電解液為體積分?jǐn)?shù)6%的高氯酸酒精溶液.制備好的試樣用采用Hitachi－800型透射電鏡對(duì)各個(gè)區(qū)域的精細(xì)組織及析出相進(jìn)行分析觀察，操作電壓為200 kV.利用電子背散射衍射儀對(duì)試樣進(jìn)行面掃，掃描區(qū)域?yàn)?0 μm×50 μm，掃描步長(zhǎng)為0.01 μm，并利用其自帶軟件Channel5對(duì)殘余奧氏體的含量進(jìn)行評(píng)價(jià).

2 結(jié)果與分析

2．1 力學(xué)性能

在試驗(yàn)溫度為－20℃下對(duì)熱模擬后的焊縫V型缺口沖擊性能進(jìn)行測(cè)定，結(jié)果如圖4所示.一次熱循環(huán)中，隨著峰值溫度的升高沖擊韌性逐漸降低，峰值溫度為800℃時(shí)，平均沖擊吸收能量Akv為64 J；峰值溫度為950℃時(shí)平均沖擊吸收能量Akv為49 J，當(dāng)峰值溫度增加到1 350℃時(shí)，平均沖擊吸收能量Akv僅為19 J，為焊縫區(qū)域中最薄弱的區(qū)域.當(dāng)粗晶區(qū)經(jīng)過(guò)二次熱循環(huán)后，平均沖擊吸收能量Akv為59 J，與相比沖擊韌度提高了2倍多，沖擊韌性得到了改善.一次熱循環(huán)中，隨著峰值溫度的升高顯微硬度呈現(xiàn)先上升后下降的變化趨勢(shì)，并且在一次熱循環(huán)峰值溫度800℃以及粗晶區(qū)二次熱循環(huán)峰值溫度800℃下發(fā)生了一定的軟化.

圖4 不同峰值溫度熱循環(huán)后試樣的力學(xué)性能

2．2 沖擊斷口觀察

圖5、圖6為熱循環(huán)后的焊縫沖擊斷口的形貌.圖5為焊縫沖擊起裂區(qū)的掃描照片，一次熱循環(huán)下隨著峰值溫度的升高，沖擊起裂區(qū)寬度明顯減小.當(dāng)峰值溫度為800℃時(shí)，起裂纖維區(qū)最大寬度為940.5 μm，見(jiàn)圖5（a）；峰值溫度為950℃時(shí)，起裂纖維區(qū)最大寬度為633.5 μm，見(jiàn)圖5（b）；當(dāng)峰值溫度進(jìn)一步升高達(dá)到1 350℃時(shí)，起裂區(qū)最大寬度僅為326.0 μm，見(jiàn)圖5（c），并且其斷口有部分呈現(xiàn)出沿晶斷裂的形貌特征，這主要是由于高溫停留時(shí)間長(zhǎng)有害元素P、S易于在晶界處偏聚，降低了晶界原子間的結(jié)合力，弱化晶界，從而大大降低了裂紋沿晶界擴(kuò)展的抗力，導(dǎo)致沿晶斷裂［10］；但是焊縫經(jīng)二次熱循環(huán)后，起裂區(qū)最大寬度為545.5 μm.峰值溫度為900℃的一次熱循環(huán)斷口纖維區(qū)寬度大于峰值溫度為800℃的二次熱循環(huán)斷口纖維區(qū)寬度，說(shuō)明前者裂紋起裂功大于后者，而前者的沖擊吸收能量小于后者，表明裂紋在擴(kuò)展過(guò)程中后者對(duì)其阻礙能力更大.

圖5 不同峰值溫度熱模擬試樣起裂區(qū)斷口形貌

圖6為熱循環(huán)后沖擊裂紋擴(kuò)展區(qū)的掃描照片.圖6（a）～6（c）為單道熱循環(huán)下的沖擊斷口形貌，圖6（d）為粗晶區(qū)經(jīng)歷一次熱循環(huán)后再次被加熱到Ac1～AC3溫度之間的沖擊斷口形貌.

圖6 不同峰值溫度熱模擬試樣擴(kuò)展區(qū)斷口形貌

如圖6（a）所示，峰值溫度800℃熱循環(huán)下，沖擊斷口形貌以大小不一的韌窩以及短而彎曲撕裂棱為主，河流花樣不是十分明顯是解理與微孔聚合型的混合斷裂方式.峰值溫度950℃斷口形貌特征主要為少量的河流花樣和寬而淺的韌窩，為解理和微孔聚集型的斷裂方式，見(jiàn)圖6（b）；峰值溫度1 350℃下沖擊斷口形貌呈現(xiàn)出“冰糖狀”每個(gè)晶粒的多面體形貌，為典型的沿晶斷裂，見(jiàn)圖6（c）.從圖6（a）～6（c）可見(jiàn)，單道熱循環(huán)中隨著峰值溫度的升高，斷口形貌特征呈現(xiàn)出從韌性和脆性混合型斷裂特征向脆性斷裂轉(zhuǎn)變（即從韌窩＋少量準(zhǔn)解理→準(zhǔn)解理＋少量韌窩→準(zhǔn)解理＋沿晶斷裂）.裂紋擴(kuò)展總是沿著消耗能量最小，即原子結(jié)合力最弱的區(qū)域進(jìn)行的［11］.圖6（d）中沖擊斷口主要呈現(xiàn)出復(fù)雜的河流花樣，除了存在一些延性脊還有寬而長(zhǎng)的撕裂棱，撕裂棱上的韌窩密而深，為韌／脆混合的斷裂方式.從沖擊斷口擴(kuò)展區(qū)形貌可反映出沖擊吸收能量隨峰值溫度的變化趨勢(shì).

由于不同的峰值溫度及循環(huán)次數(shù)能夠直接影響奧氏體形核長(zhǎng)大及其均勻化和殘余碳化物的溶解以及后續(xù)冷卻過(guò)程中的組織轉(zhuǎn)變，眾所周知，材料的性能取決于其微觀組織，所以熱循環(huán)后的沖擊韌性和硬度的變化與模擬道間焊縫熱影響區(qū)各區(qū)域顯微組織的變化有密切的聯(lián)系.

2．3 微觀組織觀察

圖7（a）～7（d）為經(jīng)歷不同峰值溫度及循環(huán)次數(shù)的焊接熱循環(huán)后的金相顯微組織.圖7（a）為一次熱循環(huán)下峰值溫度800℃的金相組織，由于其峰值溫度介于該焊縫金屬的AC1～AC3，處于兩相轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間，因而末道焊縫金屬在加熱過(guò)程中原晶界附近的鐵素體在加熱過(guò)程中部分轉(zhuǎn)變成了奧氏體組織，在冷卻過(guò)程中，在AC1溫度以下MS點(diǎn)溫度以內(nèi)，會(huì)發(fā)生貝氏體，部分逆轉(zhuǎn)組織轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w鐵素體；而未轉(zhuǎn)變的組織在冷卻的過(guò)程中相當(dāng)于經(jīng)歷了高溫回火.圖7（b）為一次熱循環(huán)下峰值溫度950℃的金相組織，此時(shí)末道焊縫金屬經(jīng)歷了一次完全的相變過(guò)程，顯微組織為板條馬氏體和貝氏體混合組織，原奧氏體晶界附近出現(xiàn)隱晶貝氏體組織因此該區(qū)域在斷裂過(guò)程中會(huì)成為主要的起裂源區(qū)，導(dǎo)致細(xì)晶區(qū)的沖擊吸收能量較兩相區(qū)的低，但是其綜合力學(xué)性能較好.圖7（c）為一次熱循環(huán)下峰值溫度1 350℃的金相組織，此時(shí)末道焊縫金屬的原始奧氏體晶粒異常長(zhǎng)大，并且晶粒內(nèi)部馬氏體和貝氏體板條呈“平行狀”分布，板條較為粗大，當(dāng)裂紋穿過(guò)板條時(shí)，通過(guò)的直線型擴(kuò)展路徑較長(zhǎng)，對(duì)裂紋的阻礙能力較小，沖擊韌度較低［5］；馬氏體／貝氏體組織的存在主要導(dǎo)致此時(shí)顯微硬度處于較高水平.圖7（d）為二次熱循環(huán)后的顯微組織，峰值溫度1 350℃一次熱循環(huán)后試樣再次被加熱到AC1～AC3溫度區(qū)間，部分組織被重新奧氏體化，在隨后的冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w鐵素體，同樣未轉(zhuǎn)變的組織在冷卻的過(guò)程中相當(dāng)于經(jīng)歷了高溫回火.

圖8為透射電鏡下觀察到的殘余奧氏體的形貌.由于碳含量一定時(shí)，當(dāng)碳元素富集在殘余奧氏體中會(huì)造成基體中固溶的碳減少，而C元素引起的固溶強(qiáng)化增量σc采用Winchell和Cohen［12］的估算公式：，造成強(qiáng)化效果降低，對(duì)應(yīng)的硬度會(huì)產(chǎn)生不同程度的下降.

圖7 末道焊縫金屬熱循環(huán)后的微觀組織

2．4 殘余奧氏體特征

殘余奧氏體組織是面心立方晶格，具有較多的滑移系，它可以通過(guò)自身塑性變形松弛局部集中的應(yīng)力，延緩顯微裂紋的萌發(fā)；對(duì)于已萌發(fā)擴(kuò)展的裂紋，殘余奧氏體會(huì)使裂紋尖端發(fā)生鈍化使擴(kuò)展方向發(fā)生轉(zhuǎn)向或分岔，使裂紋擴(kuò)展路徑曲折，在裂紋擴(kuò)展過(guò)程中吸收更多的能量，提高沖擊韌性.圖8是焊縫金屬的電子背散射衍射質(zhì)量圖，可以直觀的看出殘余奧氏體的分布，灰色基底代表體心立方結(jié)構(gòu)的顯微組織（此處代表貝氏體鐵素體組織），白顏色代表的是面心立方結(jié)構(gòu)組織（殘余奧氏體組織）.

圖8 殘余奧氏體的TEM像

利用EBSD自帶的分析軟件對(duì)掃描觀察區(qū)域內(nèi)的殘余奧氏體含量進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖9所示，一次熱循環(huán)下不同峰值溫度下殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)Ar（TP800）為1. 33%；Ar（TP950）為0. 549%；Ar（TP1350）為0.718%；雙道熱循環(huán)Ar為1.39%.結(jié)果表明，一次、二次熱模擬試樣熱循環(huán)加熱到臨界溫度區(qū)間800℃，沿原奧氏體晶粒邊界形成了少量的逆轉(zhuǎn)的奧氏體，溫度較高時(shí)逆變組織也會(huì)在Packet邊界或者板條間形核.此過(guò)程中，周圍的碳元素通過(guò)擴(kuò)散富集到逆轉(zhuǎn)組織內(nèi)部，這是碳元素的第1次富集.冷卻時(shí)，由于冷卻速度較慢，在AC1溫度以下MS點(diǎn)以上的較高溫度區(qū)間內(nèi)，可能會(huì)發(fā)生貝氏體相變，部分逆變組織變?yōu)樨愂象w鐵素體.由于溫度較高，碳元素仍能發(fā)生短程擴(kuò)散，已經(jīng)轉(zhuǎn)變的貝氏體鐵素體內(nèi)部的碳也會(huì)擴(kuò)散進(jìn)入到未轉(zhuǎn)變的奧氏體組織中，發(fā)生碳的第2次富集，并使這部分奧氏體進(jìn)一步穩(wěn)定；在冷卻到MS點(diǎn)以下后，發(fā)生馬氏體相變.由于馬氏體相變結(jié)束點(diǎn)Mf低于室溫，因此相變并不完全，有部分殘余奧氏體［13－14］.造成經(jīng)峰值溫度為800℃熱循環(huán)后的沖擊韌度能明顯提高［15］.圖10為顯微硬度與殘余奧氏體含量的關(guān)系曲線，可以看出殘余奧氏體含量與顯微硬度呈反相關(guān)，所以一次、二次熱循環(huán)峰值溫度為800℃時(shí)，出現(xiàn)的軟化現(xiàn)象與碳元素在奧氏體內(nèi)富集是殘余奧氏體穩(wěn)定性增加，基體內(nèi)固溶碳元素量減少造成基體強(qiáng)度下降的原因.

圖9 焊縫金屬的電子背散射衍射質(zhì)量圖

圖10 峰值溫度與殘余奧氏體含量及沖擊吸收功的關(guān)系

3 結(jié) 論

1）末道焊縫金屬經(jīng)峰值溫度為1 350和950℃一次熱循環(huán)后，微觀組織為馬氏體和貝氏體的混合組織；經(jīng)800℃一次、二次熱循環(huán)后組織為回火態(tài)的馬氏體和貝氏體的混合組織.一次熱循環(huán)中平均沖擊吸收功隨峰值溫度的升高而下降，顯微硬度隨峰值溫度升高而升高.經(jīng)二次熱循環(huán)后焊縫金屬?zèng)_擊韌性提高，并且出現(xiàn)了軟化現(xiàn)象.

2）末道焊縫金屬熱循環(huán)后，經(jīng)峰值溫度為1 350℃熱循環(huán)后有粗大奧氏體晶粒以及粗大的板條馬氏體和貝氏體組織是造成韌度下降的主要原因.

3）峰值溫度為800℃一次熱循環(huán)及二次熱循環(huán)對(duì)末道焊縫及一次1 350℃熱循環(huán)的區(qū)域韌性具有改善作用及這2個(gè)區(qū)域出現(xiàn)的軟化現(xiàn)象的原因都與殘余奧氏體的含量有關(guān).

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（編輯 程利冬）

Effects of weld thermal cycle on microstructure and properties of 1 000 MPa grade weld metal

CUI Bing1，2，PENG Yun2，ZHAO Lin2，PENG Mengdu2，SONG Wei2，ZHU Peixian1
（1.College of Materials Science and Engineering，Kunming University of Science and Technology，Kunming 650093，China；2.State Key Laboratory of Advanced Steel Processes and Products（China Iron and Steel Research Institute Group），Beijing 100081，China）

Abstract：The influence of welding thermal cycle on the microstructures and mechnical properties of 1 000 MPa grade weld metal was investigated by means of welding thermal simulation，metallography，transmission electron microscope（TEM），scanning electron microscope（SEM），electron backscatter diffraction（EBSD），Charpy impact toughness test and hardness test. With the increase of peak temperature，the impact toughness decreased，and the hardness increased first and then decreased under single?pass thermal cycling. When peak temperature is 800℃，softened zone appeared with low microhardness of 326 HV and high impact toughness of 64 J. When peak temperature increased to 900℃，the prior?austenite grains were refined，resulting in good comprehensive mechanical properties at HAZ. Highest microhardness of 383 HV，yet with lowest impact toughness of 19 J，was achieved at peak temperature of 1 350℃. The reason for the embrittlement was the coarsed prior?austensite grain and oriented coarsed bainite／martensite. When the re?heating peak temperature of twice welding thermal cycle is 800℃，which is in the α?γ two phase region，softened zone can be found in the CGHAZ after two?pass welding thermal cycle. The microhardness is 313 HV，and residual austensite is about 1.39%，which can improve the impact toughness（59 J）.

Keywords：weld metal；welding thermal cycle；microstructure；toughness；residual austensite

通信作者：崔 冰，E?mail：7234146256＠qq.com.

作者簡(jiǎn)介：崔 冰（1987—），女，博士研究生；彭 云（1963—），男，教授，博士生導(dǎo)師.

基金項(xiàng)目：國(guó)家國(guó)際科技合作專項(xiàng)項(xiàng)目（2015DFA51460）.

收稿日期：2015－06－03.

doi：10.11951／j.issn.1005－0299.20160107

中圖分類號(hào)：TG441.3

文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

文章編號(hào)：1005－0299（2016）01－0044－07