【正文】 在再者，由宏觀照片還可以看出熱輸入越大，焊接的道次與層次變小，所以在較大的熱輸入條件下，焊縫整體來說受到的熱處理作用會減少，從而使焊縫中形成的硬度較大的組。這是由于焊接過程中峰值溫度的高低會對奧氏體化和高溫下第二相粒子的溶解有著非常大的影響，并由此影響顯微組織及硬度[37]。從而導致在焊縫的縱向不同位置有不同的峰值溫度，引起不同冷卻速度，導致組織的晶粒大小、形態(tài)有所變化，從而導致了硬度的變化，所以在焊縫的縱向出現硬度曲線硬度值呈高低交錯分布；此外焊縫縱向硬度由表層到根部呈現下降趨勢，這是因為，采用多層多道焊，前一道焊對后一道焊起到預熱的作用，而后道一焊對前道焊道會產生熱處理的作用，使焊縫在快冷形成的較脆硬的組織發(fā)生部分組織轉變，從而使硬度下降，而最后一道焊層沒有受到熱處理作用，所以硬度最大。 Q890鋼的焊接接頭經過焊接后，對其接頭進行顯微硬度測試，、繪圖。所以說，隨著熱輸入的增加，熱影響區(qū)的低溫沖擊韌性在不斷的增大。相對于熱輸入為9kJ/cm（（a）所示），熱輸入為12 kJ/cm時（（c）所示），斷口中的韌窩不僅直徑要大的多，而且深度非常大，說明在起裂時熱輸入為12 kJ/cm的試樣要經歷更大的塑形變形，低溫沖擊韌性要更好，熱輸入為15KJ/cm時的斷口中，雖然韌窩沒有熱輸入為12時的大，但是在（e)中，韌窩分布更密集，韌窩分布沒有方向性，且在韌窩內壁比較粗糙，所以熱輸入為15KJ/cm時熱影響區(qū)的韌性要大于熱輸入為12時的韌性。其中（a）、（b）為焊接熱輸入為9 kJ/cm時熱影響區(qū)的沖擊斷口的裂紋擴展前期和裂紋失穩(wěn)擴展時候的沖擊斷口形貌；（c）、（d）分別為熱輸入為12 kJ/cm時熱影響區(qū)的沖擊斷口區(qū)形貌；（e）、（f）分別為熱輸入為15 kJ/cm時熱影響區(qū)的沖擊斷口區(qū)形貌。（a）E=9KJ/cm （b） E=12KJ/cm（c）E=15KJ/cm，在不同的熱輸入條件下，熱輸入較大所對應的熱影響區(qū)，相比與較小的熱輸入，斷口平面中剪切唇與纖維區(qū)較多，而放射區(qū)在斷口中所占的比例相對較小，這說明熱輸入較大時的熱影響區(qū)和焊縫在斷裂之前發(fā)生了一定的塑性變形，所以韌性比較高；與之相反當熱輸入較小時，觀察其熱影響區(qū)的沖擊斷口形貌，可以發(fā)現其表面較為平整，整個斷口平面比較平整光滑，放射區(qū)所占比例較大，纖維區(qū)與剪切唇所占的比例很小，從圖（a）、（b）、（c）中可以看出，圖（a）中放射區(qū)的比例約占到斷口的30%，圖（b）中放射區(qū)的比例約占到斷口的20%，圖（c）中放射區(qū)的比例約占到斷口的10%，所以熱輸入越大的試樣，在斷裂前塑性變形越多，因此熱輸入較大的時候，接頭熱影響區(qū)的沖擊功大，低溫沖擊韌性也比越好。韌性隨著熱輸入增大而增大，從組織方面解釋，由于熱輸入較小的時候，冷卻速度快，形成的組織為馬氏體，但是隨著熱輸入的增加，熱影響區(qū)組織會出現貝氏體組織，并且還會不斷的增多，所以隨著熱輸入的增加，韌性會不斷的增大。（2）熱影響區(qū)低溫沖擊韌性焊接接頭熱影響區(qū)的低溫（20℃）的沖擊試驗按照GBT2650的規(guī)定，在JB300沖擊試驗機上進行，： 熱影響區(qū)沖擊吸收功熱輸入KJ/cm缺口類型試驗溫度（℃）沖擊吸收功（Akv /J）沖擊功平均值（Akv /J）母材實測值（ Akv /J ）9V20655733545212V206777857915V2083919694，隨著熱輸入從9kJ/cm增加到15 kJ/cm，焊縫熱影響區(qū)的韌性在不斷的增加，且都大于母材。從圖我們還能發(fā)現當E=9KJ/cm時，圖（b）所示，斷口放射區(qū)的微觀形貌主要為河流花樣的解理面，但是隨著熱輸入的增加，當E=12 KJ/cm時，在撕裂棱上已經開始有韌窩的出現，當E增大的15KJ/cm時，如圖（f）所示，撕裂棱變得越來越少，但是在撕裂棱上的韌窩數量變得越來越多，且越來越密集?？堂嫔嫌袕碗s的河流花樣、小的解理臺階，并存在很大的撕裂棱如（b）、（d）、（f）所示。其中（a）、（b）為焊接熱輸入為9 kJ/cm時焊縫的沖擊斷口的裂紋擴展前期和裂紋失穩(wěn)擴展時候的沖擊斷口形貌；（c）、（d）分別為熱輸入為12 kJ/cm時焊縫的沖擊斷口區(qū)形貌；（e）、（f）分別為熱輸入為15 kJ/cm時焊縫的沖擊斷口區(qū)形貌。 （a） E=9KJ/cm （b） E=12KJ/cm（c）E=15KJ/cm 不同熱輸入的焊縫沖擊斷口宏觀形貌，在不同的熱輸入條件下，熱輸入較大時的焊縫端口微觀形貌（如E=15KJ/cm），比熱輸入較?。ㄈ鏓=9KJ/cm）時的斷口平面具有較多的剪切唇與纖維區(qū)域，而放射區(qū)在斷口中所占的比例較小，這說明熱輸入較小時焊縫在斷裂之前發(fā)生了一定的塑性變形，所以韌性比較高；與之相反當熱輸入較小時，觀察其焊縫金屬的沖擊斷口形貌，可以發(fā)現其表面較為平整，整個斷口平面比較平整光滑，放射區(qū)所占比例較大，纖維區(qū)與剪切唇所占的比例很小，從圖（a）、（b）、（c）中可以看出，圖（a）中放射區(qū)的比例約占到斷口的35%，圖（b）中放射區(qū)的比例約占到斷口的30%，圖（c）中放射區(qū)的比例約占到斷口的20%，所以熱輸入越大的試樣，在斷裂前塑性變形越多，因此熱輸入較大的時候，焊縫的沖擊功大，低溫沖擊韌性也比越好。韌性斷裂一般都具有上述三個區(qū)域，根據這三個區(qū)域在整個斷口平面中所占的比例可以判斷材料沖擊韌性的好壞。表面光滑，與拉伸軸呈45176。①焊縫沖擊斷口宏觀形貌分析一般而言沖擊斷口呈杯錐狀，由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇三個區(qū)域組成。從組織方面講，這是由于焊接熱輸入較小的時候，冷卻速度快，形成的焊縫組織中有貝氏體與馬氏體存在，所以比較脆硬。(1)焊縫低溫沖擊韌性焊接接頭焊縫的低溫（20℃）沖擊試驗按照GBT2650的規(guī)定，在JB300沖擊試驗機上進行，: 熱輸入KJ/cm缺口類型試驗溫度（℃）沖擊吸收功（Akv /J）沖擊功平均值（Akv /J）母材實測值（ Akv /J ）9V20494433424112V205456625215V2070737772 ，焊接接頭中焊縫的低溫沖擊韌性隨著熱輸入的增加而增加，并且不管采用哪種熱輸入，焊縫的沖擊韌性都高于母材，這說明說明實驗所使用的焊接工藝對于Q890鋼來說都是合格的。說明選用的焊接工藝非常的適合Q890鋼的焊接。在不同的熱輸入下焊縫的拉伸強度都均高于母材在室溫下強度值規(guī)定的最小值，說明這在這幾種熱輸入條件下焊接都是合格的。本此研究的中焊縫金屬的縱向拉伸性能實驗按照GB 2282002執(zhí)行，在WE60萬能實驗機上進行。3）回火區(qū)如果母材在焊前是調質狀態(tài)，除了上述的完全淬火和不完全淬火區(qū)之外，在焊接熱影區(qū)內，熱循環(huán)溫度低于AC1 以下的區(qū)域的組織，還可能發(fā)生不同程度的回火，稱為回火區(qū)。圖中亮色的島狀物為馬氏體與鐵素體的混合組織。 不完全淬火區(qū)組織。原鐵素體保持不變，并有不同程度的長大，最后形成馬氏體+鐵素體的組織，稱不完全淬火區(qū)。該區(qū)域熱循環(huán)峰值溫度處于 AC1～ AC3之間，在快速加熱條件下，鐵素體很少溶入奧氏體，而珠光體、貝氏體、索氏體等轉變?yōu)閵W氏體。伴隨析出的碳化物細小而彌散，以固溶形式存在于馬氏體中[35]。完全淬火細晶區(qū)相當于不易淬火鋼的正火區(qū)，其熱循環(huán)峰值溫度比粗晶區(qū)低，處于稍高于AC3的溫度，溫度在升高過程中，組織完全奧氏體化，但是溫度并不太高，奧氏體組織沒有過熱長大，冷卻時形成細小的馬氏體組織。由上述可知：Q890鋼CGHAZ的馬氏體組織隨焊接線能量的變化而演變的趨勢是:隨著線能量增大，高溫停留時間延長，t8/5相應增加，冷卻速度降低，原奧氏體晶粒及板條馬氏體晶粒尺寸都有所增大，同時伴隨有少量貝氏體出現。與E=9KJ/cm的CGHAZ相比，原奧氏體大角度晶界依然保留下來，但奧氏體晶粒尺寸增大。 （a） 9KJ 淬火粗晶區(qū)顯微組織 （b） 12KJ淬火粗晶區(qū)顯微組織 （c） 15KJ 淬火粗晶區(qū)顯微組織 過熱區(qū)組織為板條馬氏體，呈等軸狀；當E=9KJ/cm時，冷卻速度較快，在CGHAZ可以觀察到原始奧氏體晶界的粗大輪廓和大角度晶界，原奧氏體晶粒內部幾乎全部為細板條狀的馬氏體，且某一板條束被其他板條束所截斷，使其不能穿過整個奧氏體晶粒。焊接時在靠近熔合線的焊接熱影響區(qū)，其焊接熱循環(huán)峰值溫度達到1100℃以上，金屬處于嚴重過熱狀態(tài)，晶粒嚴重長大，在焊后空冷條件下會得到粗大的淬火組織馬氏體或貝氏體。1） 完全淬火粗晶區(qū)完全淬火區(qū)中的粗晶區(qū)相當于不易淬火鋼的過熱區(qū)，是焊接接頭最薄弱的部位，該區(qū)晶粒嚴重長大，韌性顯著下降，研究該區(qū)域的組織轉變規(guī)律，確定組織轉變與焊接工藝條件之間關系，對于預測接頭力學性能并控制焊接質量至關重要，隨著線能量增大，粗晶區(qū)高溫停留時間較長，由于高溫時缺少穩(wěn)定的第二相粒子， 晶粒長大不受限制而非常粗大[34]。由于焊接熱影響區(qū)中不同的部位經歷了不同的焊接熱循環(huán)，距熔合區(qū)越近，加熱的峰值溫度越高，加熱速度和焊接冷卻速度也越大，所以焊后熱影響區(qū)的現組織、性能變化很大。從圖中還可以看出隨著線能量的增加，垂直于熔合線的柱狀晶有不斷變寬的趨勢，而且晶粒也有長大的趨勢。焊縫熔合線熱影響區(qū)焊縫熔合線熱影響區(qū)（a）E=9KJ/cm熔合線 （b）E=12KJ/cm熔合線 熔合線焊縫熱影響區(qū)焊縫熔合線熱影響區(qū) （c）E=15KJ/cm熔合線 （d）E=9KJ/cm熔合線高倍，熔合區(qū)微觀組織為粗大的過熱組織與鑄態(tài)柱狀晶。是焊接接頭中機械性能最差的薄弱部位，會嚴重影響焊接接頭的質量，所以研究熔合區(qū)的微觀組織有著重要的意義。熔合區(qū)的化學成分也非常的不均勻，而且組織粗大，往往是粗大的過熱組織或粗大的淬硬組織。這是由于錳降低奧氏體向鐵素體的相變溫度。這是由于本次實驗采用的GHS90焊絲對母材進行焊接，焊絲中Mn 、Si、Ti等合金元素的含量較高。1 2 夾雜物誘導形核 Spectrum 1 Spectrum 2（a） 9KJ/cm焊縫夾雜物能譜分析34 感生形核 Spectrum 1 Spectrum 2（b） 12KJ/cm焊縫夾雜物能譜分析 焊縫組織及組織中夾雜物能譜分析 焊縫夾雜物能譜分析結果(wt/%)OAlSiTiMnFe1——2——34—。第二種形核方式是在一次晶內鐵素體晶界上誘發(fā)形成的新的鐵素體，稱為“感生形核”[32]。（3）焊縫中的鐵素體形核機制有學者[13]通過研究指出，夾雜物在其附近引起的較大應變能是針狀鐵素體形核的一個重要因素。使組織在高溫時停留較長的時間，使奧氏體晶粒長大，導致晶內形核質點數量相對增多，從而引起了針狀鐵素體的數量也在不斷增加。GHS90焊絲中合金元素增多，從而使焊縫的淬硬性增加，奧氏體穩(wěn)定性增加，高溫轉變產物被完全抑制，奧氏體晶粒邊界清晰可見，更易于貝氏體的形核所以當焊接熱輸入較小時，奧氏體晶粒尺寸小，焊縫單位體積奧氏體邊界上的形核質點數量相對增多，從而在焊縫中形成了較多的貝氏體組織并伴隨有馬氏體組織，當奧氏體晶粒尺寸增大，晶內形核質點數量相對增多，形成以針狀鐵素體為主、奧氏體邊界有少量貝氏體的焊縫組織。 （b）可知，當線能量為9kJ/cm時，焊縫組織明顯以針狀鐵素體為主，而粒狀貝氏體也占有一定比例，同時還有一定數量的馬氏體存在，（d）所示；當線能量為12J/cm時( （d）)，焊縫組織仍以細小的針狀鐵素體為主，但針狀鐵素體的數量明顯增加，同時粒狀貝氏體與馬氏體的數量有所減少； （f）當線能量為15kJ/cm時，焊縫組織仍存在大量的針狀鐵素體，但針狀鐵素體已有粗化的傾向，但是粗化不明顯，而且可以明顯看出組織開始等軸化，另外粒狀貝氏體的數量明顯減少，馬氏體組織已經消失，所以焊縫的韌性可以進一步提高。（a）E= 9kJ/cm低倍焊縫組織形態(tài) （b）E=9kJ/cm高倍焊縫組織形態(tài)（c）E=12kJ/cm低倍焊縫組織形態(tài) （d）E=12kJ/cm高倍焊縫組織形態(tài) （e） E=15kJ/cm低倍焊縫組織形態(tài) （f）E=15kJ/cm高倍焊縫組織形態(tài) 焊縫微觀組織（a）、（c）、（e）對比分析還可以知道，當焊接線能量為9KJ/cm時，柱狀晶寬度約為119μm，當焊接線能量為12KJ/cm時，柱狀晶寬度約為152μm，當焊接線能量為15KJ/cm時。具有較強的抗裂紋擴展能力；可以同時改善焊縫金屬的強度和韌性。從低倍的微觀組織可以看出焊縫的柱狀晶形態(tài)，從高倍的組織觀察可知，焊縫組織在二次固態(tài)相變時主要轉變?yōu)獒槧铊F素體（AF），并伴有少量先共析和粒狀貝氏體。所以經常采用多層多道焊或焊后熱處理來改善柱狀晶組織。二次顯微組織的形態(tài)與組成與焊接熱輸入、焊接形式、焊接材料等有很大的關系。焊縫金屬組織既在凝固結晶就是焊接熔池液態(tài)金屬直接凝固，凝固形成的一次結晶組織一般為柱狀晶，焊縫一次結晶包括形核和長大兩個過程，焊縫柱狀晶是從熔池邊界處半熔化的母材晶粒表面開始形核，并沿垂直于熔池金屬與母材金屬交界面的方向聯(lián)生長大。其賦予Q890鋼優(yōu)良的強度與韌性。回火索氏體是馬氏體的高溫回火產物，其為鐵素體基體內分布著碳化物（包括滲碳體）球粒的