低合金高强钢焊缝金属中AF的研究进展

2012-01-19栗卓新张天理Kim

中国材料进展 2012年1期

关键词：形核冲击韧性铁素体

栗卓新，张天理，Kim H J

(1.北京工业大学材料科学与工程学院，北京100124)(2.韩国工业技术研究院高级熔焊研究组，天安330－825)

低合金高强钢焊缝金属中AF的研究进展

栗卓新1，张天理1，Kim H J2

(1.北京工业大学材料科学与工程学院，北京100124)(2.韩国工业技术研究院高级熔焊研究组，天安330－825)

综述了国内外对于低合金高强钢(HSLA，High Strength Low Alloy)焊缝金属中针状铁素体(AF，Acicular Ferrite)的最新研究进展得出，要想获得较多的AF，主要从3个方面加以有效控制:①合金元素中含0.05% ～0.10%C，且C当量小于0.39，合理控制Mn，Ni，Ti，B之间的相互比例，保持硼氮比(B/N)在0.6～0.8之间，铝氧比(Al/O)在0.43～0.73之间，降低N，S，P含量;②夹杂物尺寸为0.5～0.8 μm，表面富10～20 nm TiO薄层且呈球形，促使生成更多的第Ⅲ、Ⅳ类夹杂物;③较低热输入(HI，Heat Input)时合金元素烧损较少，冷却速率较快，焊缝组织得以细化。

低合金高强钢;针状铁素体;合金元素;夹杂物;热输入

1 前言

随着全球焊接材料向高强、高韧、洁净、节能、环保及高效自动化方向发展［1］，低合金高强钢(HSLA)焊缝金属已由传统的Mn-Si合金系，发展到可获得特征参数适当的夹杂物，增加针状铁素体(AF)形核的Ti-B合金系，新一代焊材可获得更多更细AF。AF是HSLA焊缝金属的理想组织，具有细小的晶粒尺寸和高密度位错，当含量大于65%，平均板条尺寸约为1 μm时，焊缝金属将具有优异的强韧性。

近年来众多学者从不同的角度对AF形核及影响进行了大量的研究［2－6］，但到目前为止，对于AF形核机制及其控制还没有统一的观点，AF在焊材设计中的应用还是非可控的。尽管不同焊接方法，不同合金系，不同N，O含量，不同夹杂物特征参数等对AF的影响不尽相同，但是合金元素、夹杂物及热输入(HI)是影响AF的主要因素已成为共识。因此，本文综述了国内外对于以上三个因素的最新研究成果。

2 合金元素对AF形核的影响

合金元素是控制焊缝金属组织和力学性能的一个主要因素。焊缝金属中C可推迟奥氏体的转变温度，具有强烈的淬硬性，其含量一般为 0.05% ～0.15%［5］。Ramirez J E［7］认为，当C含量在0.05% ～0.10%时，随C当量在0.26～0.39增加，晶界铁素体(GBF)含量减少，侧板条铁素体(FSP)和AF含量增加，焊缝再热区转变为等轴块状铁素体;C当量高于0.47时，包括马氏体(M)在内的低温转变产物增加。当C含量在0.10%～0.15%时，焊缝再热区出现高比例的如珠光体或碳化物的第二相沉淀。

Kim J H［8］研究了药芯焊丝电弧焊(FCAW)焊缝金属中Ni含量分别为0.03%，1.52%时，焊缝金属微观组织变化，其中Mn含量保持在1.2%左右。结果表明:含1.52%Ni的焊缝金属由82%AF+6%GBF+12%含第二相的铁素体(FS)组成，而含0.03%Ni的为54%AF+19%GBF+27%FS。Mn对焊缝金属具有细化和硬化两种相反的作用，Beidokhti B［9］通过对X70管线钢埋弧焊(SAW)焊缝微观组织的研究，表明当Ti含量在0.02%～0.08%，Mn含量在1.92% ～2.00%范围内可获得较多的AF。进一步添加Mn，则会使得贝氏体(B)的晶界形核率高于AF晶内形核率，焊缝硬度增加。

Avazkonandeh-Gharavol M H［10－11］分别研究了 0.14%～0.94%Cu与0.05% ～0.91%Cr对Cr-Ni-Cu低合金钢电弧焊(SMAW)焊缝金属中AF形成的影响，认为随着焊缝金属中Cu，Cr含量增加，AF数量增加，焊缝微观组织得到细化，柱状区和粗晶区中先共析铁素体(PF)及FS减少，冲击韧性随着Cu含量增加而降低，随Cr含量的增加而增加。

Beidokhti B［12］研究了Ti对X70管线钢SAW焊缝金属微观组织的影响，认为获得最优组织和冲击性能组合的Ti含量范围为0.02% ～0.05%，进一步增加Ti，会促使焊缝金属中强化元素Mn，Si含量增加，焊缝组织会由AF，GBF，魏氏体(WF)向AF，GBF，B，M-A组织转变。Paniagua-Mercado M［13］同样研究了焊缝金属中Ti含量为0.014% ～0.048%对Q235板材SAW焊缝金属组织的影响，焊缝金属主要由等轴铁素体和AF组成，随着Ti含量的增加，AF含量增加且长度减少，焊缝金属韧性提高，这是由于焊缝金属中Ti含量高于Al含量，TiO2夹杂促进AF形核占主导作用。然而Ti含量在0.05%～0.30%之间变化时，将不会引起焊缝组织的较大变化［14］。

文献［15－16］研究了B对抗拉强度为700～1 100 MPa级高强钢焊缝金属中微观组织和韧性的影响，当抗拉强度小于800 MPa时，B含量小于0.001 5%的焊缝金属中形成GBF，冲击韧性较低;当抗拉强度大于800 MPa时，其焊缝金属中AF替代B或M-A组元，产生了更多的AF，韧性较高，随抗拉强度的增大冲击韧性降低，见图1。Lee H W［17］研究了FCAW焊缝金属中分别含0.003 2%，0.006 0%和0.010 3%B时AF形成的情况，得出AF随B含量在0.003 2%～0.010 3%之间的增加而减少，在0.010 3%时焊缝金属中上贝氏体(UB)替代AF。其中B含量从0.003 2%增加至0.006 0%时焊缝金属冲击能轻微减少，B含量从0.006%增加至0.010 3%，冲击能显著降低，这是B导致共析温度的降低的原因。文献［18］研究得出，向焊丝中添加较高的Ti，且保证较低的碱度，焊缝金属中硼氮比(B/N)在0.6～0.8的范围内，则可以生成有利于AF有效形核的含Ti氧化物夹杂，在HI=100 kJ/mm时，焊缝金属仍可获得100 J以上较好的冲击韧性值，见图2;B/N高于0.8时，M-A组元含量增加，冲击韧性降低。

文献［19］研究了低合金钢焊缝金属中Al/O为0.2和0.43时AF形成情况，认为在Al/O小于0.45时，适当高的Al/O均可促使产生较多的0.2～0.8 μm夹杂物，促进AF形核，从而对韧性有利。Yamada T［20］进一步在Al/O为0.48，0.73，1.52的夹杂物表面，用离子束制备一层富Ti薄膜，研究富Ti层和AF之间的关系。结果表明:Al/O为0.48和0.73时，促进AF形成的夹杂物被厚度为10～40 nm窄小的TiO层包覆，TiO薄层有助于AF异质形核。Al/O对焊缝金属微观组织变化的CCT曲线见图3［21］。

N对焊缝金属的韧性有害，当其含量超过0.01%时，冲击韧性极剧下降。O和S是焊缝金属中限制性杂质元素。焊缝金属中常加入Al，Mg等强还原剂来脱氧固氮，然而生成的多边形的AlN脆性夹杂物，却会严重的损害焊缝金属的低温韧性，文献［22］针对BaF2-Al-Mg高韧性全位置自保护FCAW渣系，提出通过向药芯中加入适量LiF，会在电弧区与N生成Li3N，从而显著降低焊缝金属中N含量，减少AlN有害夹杂数量。然而Garcia-Mateo C［23］却提出N与V沉淀生成V(C，N)相会促进AF形核。焊缝金属中O含量较少时，焊缝组织中会存在粗大的FSP和GBF，从而对韧性不利，药芯中添加适量Fe2O3、MnO2等，可提高焊缝金属中O含量，降低残留的Al含量，生成以Al2O3为主的圆形夹杂，得到以 AF为主的焊缝组织［22］。Liu Z Z［24］研究了钢中硫化物夹杂对AF形核的影响，认为Mn-Fe-Si-O复合氧化物和纯SiO2对AF形核无作用，而含有少量Mn和Cu的FeS颗粒对AF形核有效，这主要是由于FeS夹杂附近形成的贫Mn区和富P区引起的;CuxS颗粒对AF形核无效。Sarma D S［5］得出由于奥氏体和MnS之间热膨胀系数相差很小，MnS包覆的颗粒作为AF形核的可能性明显低于含Ti的氧化物包覆颗粒。Ti的氧化物夹杂表面沉淀MnS层会降低AF在夹杂物上形核率。

图3 含不同Al/O的焊缝金属CCT曲线图Fig.3 CCT diagrams in different Al/O ratio for weld metals

综上研究及其它相关文献报道，总结得出对于AF形成有利的焊缝金属中各合金元素的合适范围见表1。

表1 焊缝金属中合金元素对AF的影响Table 1 Influence of alloying elements on AF in weld metals

3 夹杂物对AF形核的影响

焊缝金属中夹杂物的大小、数量、成分、冶金等因素对AF形成至关重要。随着夹杂物直径从0到1 μm的增大，夹杂物颗粒表面积增大，AF在夹杂物上异质形核能垒降低。但当夹杂物直径大于1 μm时，形核能垒只轻微降低，因此，再进一步增大夹杂物直径将没有意义。作为AF异质形核的夹杂物颗粒直径的极限值为1 μm见图4。图5为焊缝金属中所有夹杂物和可促使AF形核的夹杂物分布情况，可以看出AF形核数量最多的地方对应的夹杂物直径范围为0.5～0.8 μm。然而，在这些夹杂物上AF形核率却比在直径大于1 μm的夹杂物上形核率小［3］。Ramirez J E［7］却认为夹杂物直径的平均值和最大值分别在0.3～0.6 μm、0.9～1.7 μm之间。Li Z X［3］得出作为AF形核的核心的夹杂物尺寸大多数在0.2～0.6 μm之间，并且是含有多种元素的复合夹杂物，具有化学成分不均匀性。焊缝金属中可促使AF有效形核的夹杂物体积分数为36%，其中第Ⅲ类夹杂物占26%，第Ⅳ类夹杂物占10%，而不能形核的第Ⅰ，Ⅱ类夹杂物体积分数分别为38%，26%［5］。

图4 焊缝金属中夹杂物尺寸对AF形核的影响Fig.4 Effect of inclusion size on AF nucleation in weld metals

图5 低碳钢焊缝中夹杂物分布图Fig.5 Inclusion distribution diagram in weld metals of mild steel

Yamada T［6，25］在研究低碳 Ti-B 焊缝金属中夹杂物与AF形成的关系时，得出充当AF形核质点的夹杂物主要由Si-Mn系的非晶相，MnS，MnAl2O4组成。Bose-Filho W W［14］研究得出在Ti含量较低时，焊缝金属中的夹杂物主要组成为MnOSiO2;进一步添加Ti，则会使得夹杂物中Ti含量增加，夹杂物主要组成变为MnOSiO2，Ti2O3，TiO;当Ti含量高达0.070%时，夹杂物中Ti含量将高达60%～70%，此时夹杂物表面将被Ti2O3、TiO包覆。Hidenori T［26］研究得出焊缝金属含0.022%Al时，Mn-Al-Si-O系中玻璃相作为主要的脱氧产物充当夹杂物核心;0.035%Al时对应的为Al2O3和特定的玻璃相。

Yamada T［6，25］也研究得出 AF和夹杂物表面厚度为10～20 nm TiO薄层间存在Baker-Nutting取向关系，与奥氏体基体间存在Kurdjumov-Sachs取向关系，见图6。TiO和AF间晶格匹配度为3.0%，从而有利于AF异质形核。含Ti的氧化物是AF形成的最好质点。富Ti的夹杂物可加速焊缝金属中AF形成的动力。Paniagua-Mercado M［13］通过SEM观察到含Ti夹杂物为亮白色的圆形，当焊缝金属中Al含量低于Ti含量时，夹杂物将以TiO为主，相反则为Al2O3，此时Ti通常与N生产TiN夹杂物，含Ti的白色夹杂物会充当AF异质形核质点。Ramirez J E［7］得出焊缝金属中含有球形、面形和块状的不同形状的夹杂物核心主要由不同比例的Ti，Mn，Si，Al等的氧化物组成，表现为复合脱氧产物，其中圆形夹杂物由于不会引起钢基体应力集中，比有棱角夹杂物对AF形核有利。

综上所述，根据夹杂物对AF形核的影响，可将其分为活性夹杂物和惰性夹杂物，两者对AF形核的影响如表2所示［3］。直径 0.5～0.8 μm、体积分数 36%、表面富TiO薄层且成圆球形的夹杂物一定可促进AF形核。

图6 AF、奥氏体和夹杂物三者之间晶体学取向关系Fig.6 Orientation relationships among AF，austenite and inclusion

表2 夹杂物的化学组成对AF形核的影响Table 2 Influence of chemical composition of inclusions on AF nucleation in weld metals

4 热输入对AF形核的影响

焊接参数如HI、工件形状、气体流量等的不同可引起焊缝金属微观组织和韧性的变化，其中HI是主要影响因素。文献［27］通过HI=1.0－2.75 kJ/mm对高强度钢12Ni3CrMoV气体保护焊丝焊缝金属强韧性的研究表明，随着HI增加，C，Mn，Ti等合金元素烧损增加，合金含量下降，淬硬性降低，焊缝金属的冷却时间延长，从而有利于强度较低、低温韧性较差的铁素体生成。焊缝金属组织由GB、小块状铁素体和AF向粗大的块状铁素体及GB转变。且得出HI与－50℃冲击功间拟合式(1)，其中R为拟合相关系数(R2=0.487 5)。

然而 Song S P［28］在研究了 HI=1.507 ～ 2.987 kJ/mm对E71T-8J自保护FCAW焊缝金属的影响时，结果却表明:随着HI增大，夹杂物的数量、形态、粒径、分布等均无明显变化，合金元素的烧损轻微，主要是焊缝金属的显微组织发生了粗化，其中PF含量增加，AF和粒状贝氏体(GB)含量减少，熔敷金属低温韧性降低，－40℃冲击吸收功由起初的153 J降低到31 J，也得出HI与－40℃冲击功间拟合式(2)，其中R2=0.930 89。Bajic N［29］研究了HI在0.75 kJ/mm和2.1 kJ/mm两种焊接条件下，X60管线钢SAW焊缝金属微观组织的变化，也得出较低HI对AF形成有利，AF含量可达72%。

AKV－40℃=69.67+110.12HI-40.39HI2(2)

文献［30］研究了HI在2.0～3.8 kJ/mm对 X80管线钢SAW焊缝组织和性能的影响，结果表明:焊缝金属微观组织由PF、AF和B构成，随着HI增大，焊缝金属中柱状晶宽度增大，AF板条粗化，低温冲击韧性先升后降趋势，其中HI=3.1 kJ/mm时，AF相互交织，呈高角度和高位错组合分布，低温冲击韧性最好。

Bang K S［31］研究了随着 HI在 1.4 ～4.5 kJ/mm 间的增加，分别增大焊接电流(I)、焊接速度(V)及电压(U)对E81T1-Ni1型金属芯焊丝焊缝金属微观组织的影响见图7，可以看出，分别随着I，U，V增大，AF所占面积减少;冲击韧性主要与焊缝金属中的粗晶区的长度有关，而与AF的比例、细晶区长度无关;随着HI的增大，粗晶区长度增大，冲击韧性降低。Lee J S［32］研究了HI=1.8 kJ/mm条件下，U，V，I对FCAW焊缝金属微观组织和冲击韧性的影响，随着V降低，焊缝晶粒尺寸增大;焊缝金属的冷却速率随U，I增大而降低;在同等热输入条件下，合金元素没有明显变化，焊缝金属的冷却速率更多地由U和I决定，V影响很小，较低的U，V，I将具有较高的冷却速率可使焊缝金属组织细化，AF的体积分数增加，从而相应的冲击韧性得以提高。

图7 HI对焊缝金属中微观组织的影响Fig.7 Effect of HI on microstructures in weld metals

综上可知，焊缝金属的冷却速率主要由U和I决定，V影响很小;较低HI时合金元素烧损较少，焊缝组织细化，对AF形成有利。

5 结语

(1)C含量控制在0.05%～0.10%之间且碳当量小于0.39，合理控制 Mn，Ni，Ti，B之间的相互比例，并保持B/N在0.6～0.8之间，Al/O在0.43～0.73之间，降低N，S，P含量，将对AF形核有利。

(2)夹杂物核心主要由MnS和其它非晶相组成;尺寸为0.5～0.8 μm，体积分数36%，表面富10～20 nm TiO薄层且呈球形的夹杂物，一定可促进AF形核。

(3)冷却速率主要由U和I决定，V影响较小;较低HI时合金元素烧损较少，冷却速率较快，焊缝组织细化，对AF形核有利。

References

［1］Li Zhuoxin(栗卓新).危机尚未过去竞争更加激烈［J］.Metal Forming(金属加工)，2010，(14):4－5.

［2］Song Shaopeng(宋绍朋)，Li Zhuoxin(栗卓新)，Li Guodong(李国栋).自保护药芯焊丝韧化机理及电弧特性的研究进展［J］.China Mechanical Engineering(中国机械工程)，2010，21(14):1 752－1 757.

［3］Li Z X，Zhang T L，Frank Y.Global Progress and Trends on Welding Consumables for HSLA Steel［C］//Editorial Committee of This Lecture.India:64thIIW Invited Lecture，2011.

［4］Park K T，Hwang S W，Ji J H，etal.Inclusions Nucleating Intragranular Polygonal Ferrite and Acicular Ferrite in Low Alloyed Carbon Manganese Steel Welds［J］.Met Mater Int，2011，17(2):349 －356.

［5］SarmaD S，Karasev A V，Jonsson P G.On Role of Non-Metallic Inclusions in Nucleation of Acicular Ferrite in Steels［J］.ISIJ International，2009，49(7):1 063 －1 074.

［6］Yamada T，Terasaki H，Komizo Y.Lattice Misfit between Inclusion and Acicular Ferrite in Weld Metal of Low Carbon Low Alloy Steel［J］.Symposium of Welding Society(溶接学会论文集)，2009，27(2):114s－117s.

［7］Ramirez J E.Characterization of High-Strength Steel Weld Metals:Chemical Composition，Microstructure，and Nonmetallic Inclusions［J］.Welding Journal，2008，87:65s－75s.

［8］Kim J H，Seo J S，Kim H J，etal.Effect of Weld Metal Microstructures on Cold Crack Susceptibility of FCAW Weld Metal［J］.Metals and Materials International，2008，14(2):239 －245.

［9］Beidokhti B，Koukabi A H，Dolati A.Influences of Titanium and Manganese on High Strength Low Alloy SAW Weld Metal Properties［J］.Materials Characterization，2009，60:225－233.

［10］Avazkonandeh-Gharavol M H，Haddad-Sabzevar M，Haerian A.Effect of Copper Content on the Microstructure and Mechanical Properties of Multipass MMA，Low Alloy Steel Weld Metal Deposits［J］.Materials and Design，2009，30:1902 －1912.

［11］Avazkonandeh-Gharavol M H，Haddad-Sabzevar M，Haerian A.Effect of Chromium Content on the Microstructure and Mechanical Properties of Multipass MMA，Low Alloy Steel Weld Metal［J］.J Mater Sci，2009，44:186 －197.

［12］Beidokhti B，Koukabi A H，Dolati A，etal.Effect of Titanium Addition on Microstructure and Inclusion Formation in Submerged Arc Welded HSLA Pipeline Steel［J］.Journal of Materials Processing Technology，2009，209:4 027－4 035.

［13］Paniagua-Mercado M，Lopez-Hirata M，Dorantes-Rosales J.Effect of TiO2-Containing Fluxes on the Mechanical Properties and Microstructure in Submerged-Arc Weld steels［J］.Materials Characterization，2009，60:36－39.

［14］Bose-Filho W W，Carvalho A L M，Strangwood M.Effects of Alloying Elements on the Microstructure and Inclusion Formation in HSLA Multipass Welds［J］.Materials Characterization，2007，58:29－39.

［15］濱田昌彦，岡口秀次，小溝裕一.高強度溶接金属の組織?靱性に及ぼすB添加の影響［J］.Symposium of Welding Society Lecture Essentials on National Congress of Welding Society(溶接学会全国大会讲演概要)，2007，2007s:16－17.

［16］濱田昌彦，岡口秀次，小溝裕一.Ti含有溶接金属の組織および靱性に及ぼす引張り強さとボロン添加の影響［J］.Symposium of Welding Society Lecture Essentials on National Congress of Welding Society(溶接学会全国大会讲演概要)，2009，27(13):1－6.

［17］Lee H W，Kim Y H，Lee S H，etal.Effect of Boron Contents on Weldability in High Strength Steel［J］.Journal of Mechanical Science and Technology，2007，21:771 －777.

［18］木谷靖，池田倫正，小野守章等.低炭素鋼大入熱エレクトロスラグ溶接金属の高靭性化［J］.Symposium of Welding Society Lecture Essentials on National Congress of Welding Society(溶接学会全国大会讲演概要)，2009，27(3):240－246.

［19］児嶋一浩，長谷川俊永，皆川昌紀.アシキュラーフェライトの生成に及ぼすアルミニウムの影響［J］.Symposium of Welding Society Lecture Essentials on National Congress of Welding Society(溶接学会全国大会讲演概要)，2008，83:138－139.

［20］Yamada T，Terasaki H，Komizo Y.Relation between Inclusion Surface and Acicular Ferrite in Low Carbon Low Alloy Steel Weld［J］.ISIJ International，2009，49(7):1 752 －1 757.

［21］山田知典，寺崎秀紀，小溝裕一.Al-O比が異なるTi-B系低炭素鋼溶接金属の組織形成挙動［J］.Symposium of Welding Society Lecture Essentials on National Congress of Welding Society(溶接学会全国大会讲演概要)，2007，25(4):514－518.

［22］Zhang Zhanwei(张占伟)，Li Wushen(李午申)，Xue Zhenkui(薛振奎).自保护药芯焊丝熔敷金属中O，N的控制及其对显微组织和韧性的影响［J］.Journal of Tianjin University(天津大学学报)，2010，43(2):186－189.

［23］Garcia-Mateo C，Capdevila C，Caballero F G，etal.Influence of V Precipitates on Acicular Ferrite Transformation Part 1-The Role of Nitrogen［J］.ISIJ International，2008，38(9):1 270 －1 275.

［24］Liu Z Z，Kobayashi Y，Yin F X，etal.Nucleation of Acicular Ferrite on Sulfide Inclusion During Rapid Solidification of Low Carbon Steel［J］.ISIJ International，2007，47(12):1 781－1 788.

［25］山田知典，寺崎秀紀，小溝裕一.酸素量の異なるTi–B系低炭素鋼溶接金属におけるアシキュラーフェライト生成機構［J］，2010，96(10):608－613.

［26］Terasaki H，Yamada T，Komizo Y.Analysis of Inclusion Core under the Weld Pool of High Strength and Low Alloy Steel［J］.ISIJ International，2008，48(12):1 752 －1 757.

［27］Yao Shangwei(姚上卫)，Xu Jingxian(徐景贤)，Chen Xin(陈新).热输入对高强度气体保护焊丝焊缝金属强韧性的影响［J］.Development and Application of Materials(材料开发与应用)，2008，23(4):47－49.

［28］Song S P，Li Z X，Li G D，etal.Effect of Heat Input on Toughness of Deposited Metal at-40 ℃ of Self-Shielded Flux-Cored Wire［J］.Advanced Materials Research，2011，291－294:979－983.

［29］Bajic N，Sijacki-Zeravcic V，Rakin M，etal.Effect of the Welding Mode and Filler Content on the Structure of Microalloyed NbTi Steel Weldments［J］.Materials Science，2010，46(1):124－133.

［30］Zhai Zhanjiang(翟战江)，Wei Jinshan(魏金山)，Peng Yun(彭云)，etal.热输入对X80焊缝金属低温冲击性能的影响［J］.Hot Working Technology(热加工工艺)，2011，40(9):146－149.

［31］Bang K S，Park C，Chang W S，etal.Influence of Heat Input on Mechanical Properties of Multipass Low-Alloy Steel Weld Metal［J］.Materials Science Forum，2008，580－582:17－20.

［32］Lee J S，Jeong S H，Lim D Y，etal.Effects of Welding Heat and Travel Speed on the Impact Property and Microstructure of FC Welds［J］.Met Mater Int，2010，16(5):827 － 832.

Research Progress on AF in Weld Metal for HSLA Steel

LI Zhuoxin1，ZHANG Tianli1，Kim H J2
(1.The College of Materials Science and Engineering，Beijing University of Technology，Beijing 100124，China)(2.Advanced Joining Research Team，Korea Institute of Industrial Technology，Cheonan-si 330－825，Korea)

This paper reviews the newest worldwide research progress on acicular ferrite(AF)in weld metal for high strength low alloy(HSLA)steel.More AF can be mainly obtained by the effective control of three aspects:① when C content is between 0.05 and 0.10%with a carbon equivalent of less than 0.39，the ratios between Mn，Ni，Ti，and B can be reasonably controlled，and the ratio of B/N is between 0.6 and 0.8，Al/O is between 0.43 and 0.73，while N，S，P contents are reduced;② when the size of inclusion is in the range of 0.5～0.8 μm with 10～20 nm TiO in the inclusion surface and with its shape being globular，then more third and fourth types of inclusions can be obtained;③ When heat input becomes lower，the burning loss of alloy elements becomes less，while the cooling rate becomes higher，and the welding microstructure gets finer.

HSLA;AF;alloying elements;inclusions;HI