980mpa 钢结构焊接规范 高强钢 低合金高强钢 钢结构焊接 建筑钢结构焊接规程 45号..
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980MPa级高强钢焊接性的研究现状
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液压支架用800MPa高强钢GMAW焊接性的研究现状
    前言
液压支架结构用钢必须具有良好的综合力学性能和焊接性，低合金高强钢在保证其焊接结构强度的同时，减轻了自身重量，具有良好的塑韧性，广泛应用于煤矿机械、石油化工、工程机械等领域[2]。许多研究者对强度级别低于800MPa的高强钢进行了大量试验研究，并取得了可观的成果[3]。
液压支架结构件主要材料即为低合金结构钢板。由于钢结构体系设计的需要，如液压支架用钢为承受更大工作阻力，新一代高强钢如Q690钢板开始得到较多使用，并因其可省材减重、保质延寿而得到认可。
1 GMAW焊接方法
采用OLYMPUS-TOKYO金相显微镜，分别对药芯焊丝CO2气体保护焊和实心焊丝Ar＋CO2气体保护焊的Q690低合金高强度钢焊接接头金相试样进行观察分析[4]。通过对焊缝金属显微组织的对比分析（见图1），发现不同强度级别的焊缝区组织不同。焊缝组织晶粒分布不均，位于热影响区的粗大晶粒呈带状分布。两组试验的金相组织中，均观察到大量针状铁素体的存在，其对提高试样韧性及强度有促进作用。但由于焊接热输入小，焊后热处理及时等原因，ER50-6焊丝（500MPa）焊缝金属中针状铁素体的数量明显多于后者。
焊接过程中，保护气体的选择将对焊接工艺的稳定性、焊缝成形及力学性能、焊接缺陷和操作性能等产生直接影响。单纯的CO2气体保护焊伴随有较多飞溅，且熔滴不规律，焊缝表面成形较差，为近一步提高焊接质量，混合气体（Ar＋CO2）保护焊应运而生。Ar属惰性气体，电离时电位低，电弧稳定，保护效果好。混合气体的使用可降低飞溅率，细化熔滴，提高熔敷效率，较好改善焊缝的成形质量，使焊接区微裂纹产生几率降低，进而提高其综合力学性能。
(a) 500MP焊缝金属&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&& (b) 700MPa焊缝金属&
图1&& 高强钢焊缝金属的显微组织
对不同保护气体条件下焊接的高强钢熔敷金属的组织和性能的研究表明[5]，采用纯Ar保护气进行焊接时，熔敷金属的显微组织主要为板条状马氏体，还存在少量贝氏体；在保护气体中加入5%的 CO2后，针状铁素体取代板条状马氏体；采用常用的Ar＋20%CO2保护气体焊接时，熔敷金属的主要组织组成物为针状铁素体及少量细晶铁素体。因针状铁素体晶粒细小，晶界角度较大，以其为主要组成物的熔敷金属具有良好的强度及力学性能。纯Ar气体保护焊条件下的组织中，具有对缓和应力集中有利的低密度位错区，且主要成分为低碳板条状马氏体，因此其焊缝组织的强度及冲击韧性良好。随着CO2含量的增加，焊缝组织的塑韧性提高，而强度有所下降。
2焊材强韧性匹配
Q690高强钢的化学成分和力学性能见表1和表2。通过斜Y型坡口对接裂纹试验等，一些学者对ER50-6、MK&G60、MK&GHS70焊丝与Q690高强钢的匹配性问题进行了研究[6]。通过接头裂纹率的测定及对比分析，发现高、中、低三种热输入条件下，采用不同焊丝时裂纹率均低于20%，保证了焊接生产的安全性。焊丝中Ni等合金元素含量的增加，促使针状铁素体的生成，有利于韧性的提高，减小接头裂纹率。因此，当焊接热输入变化时，MK&GHS70焊丝焊接接头的裂纹率波动不大，且在中、高热输入条件时，明显小于其他两种焊丝的接头裂纹率。
中等热输入条件下，低强度ER50-6焊丝焊接试样的金相组织中，存在大量的先共析铁素体和侧板条铁素体，使接头塑、韧性降低。采用MK&G60焊丝进行焊接时，由于Mo元素的影响，先共析铁素体含量减少，细小的针状铁素体均匀分布，提高了焊缝的强韧性。Ni、Mo、Cu等元素的共同作用，使采用等强度MK&GHS70焊丝焊接时的显微组织中存在大量细小的针状铁素体和少量贝氏体，这种等强匹配使接头具有良好的抗裂性和塑韧性。另外，考虑韧性要求时，少许牺牲焊缝强度有利于接头综合性能的提高。
表1 Q690低合金钢的化学成分
化学成分（%）
表2 Q460、Q550、Q690低合金钢的力学性能
冲击吸收功（AKV）
注：D＝弯心直径，a＝试样厚度
采用HS-80高强焊丝，按照低强匹配原则进行SHT900D钢的焊接及研究[7]。结果表明，t8/3&60s时，热影响区过热区组织均为马氏体。以60s为临界，马氏体的量逐渐减少，随之产生的贝氏体使过热区硬度下降。通过对比试验发现，采用1.04～1.46kJ/mm的热输入范围有利于提高焊缝金属的强度及热影响区的冲击韧性。另外，随着道间温度的提高，接头冲击韧性先增加后降低，而焊缝金属的抗拉强度及屈服强度均表现出下降趋势。
超强匹配焊接接头韧性较低，在外载荷和热应力条件下，焊缝金属的局部塑性变形受限。但在这种情况下，焊缝金属能够较好地承受垂直于焊缝的外加拉伸载荷，有利于提高接头工作的承载能力及安全性。与高强匹配相比，低强匹配的焊接冷裂纹产生倾向相对较低，且因其焊缝金属具有较高的塑性和断裂韧性[8]，接头抗断性能良好。另外，采用低强匹配可降低预热成本，对热影响区粗晶区塑韧性的提高有促进作用。
另外，就焊缝强韧性匹配对焊接接头综合性能的试验结果表明[9]，强度级别越高的钢种，更宜采用等强匹配原则，且焊缝金属低强匹配较高强匹配更为合理。
3 控制焊接热输入
采用NBC-500型气体保护焊机，MK&G60-1焊丝等器材，改变热输入对焊缝金属显微组织和性能的影响进行的试验研究表明[10]，在受热及冷却过程中，母材显微组织发生明显变化。加热初期，组织结构中出现大量奥氏体，随着温度的提升，奥氏体晶粒粗化，并于冷却阶段转变为马氏体、铁素体或者贝氏体等组织。不同热输入的低合金钢焊缝金属，晶粒尺寸不同，而晶体组织的大小，将对焊接接头强度及冲击韧性产生影响。高强钢焊接熔合区和热影响区的显微组织如图2所示。
(a) 500MPa熔合区&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&& (b) 700MPa熔合区
&& 图2&高强钢焊接熔合区和热影响区的显微组织
&&&&& 因此，焊接热输入的控制对调节接头热影响区性能有很大影响。焊接热输入增大的过程中，板条状马氏体、粒状贝氏体和上贝氏体依次出现。较低焊接输入促使生成板条状马氏体，其亚结构主要由高密度位错组成，韧性较好。逐步提高焊接热输入，贝氏体和针状铁素体逐渐出现。在贝氏体转变温度下端偏低区域，产生冲击韧性较好的下贝氏体，主要组成成分为片状铁素体和细微的碳化物，另外，针状铁素体连锁结构呈辐射状成长，有利于组织裂纹的扩展，因此，仍具有良好的冲击韧性。当焊接热输入达到贝氏体转变温度偏高区域，即超过试样冲击韧性峰值所对应数值之后，显微组织中逐渐形成上贝氏体，其外观貌似羽毛，板条宽度大，对裂纹扩展的阻碍作用弱，因此它的力学性能，尤其是冲击韧性较差。
&&&&& 以980MPa低碳调质钢为母材，一些学者[11]研究了其在不同焊接热输入下，焊接热影响区粗晶区（CGHAZ）组织与性能的变化规律。试验表明，一次热循环时，热影响区粗晶区具有良好的冲击韧性，逐步提高焊接热输入，CGHAZ冲击韧度将出现先增加后下降的趋势,并在热输入为40kJ/cm时达到峰值。较低热输入条件下，CGHAZ原奥氏体晶粒尺寸较小。冷却过程中，当奥氏体向低碳马氏体转变时，相邻板条马氏体形成一束，结晶取向大致相同，马氏体受到局限。
随着热输入的增加和冷却速度的降低，马氏体的自回火作用效果增强，CGHAZ区产生下贝氏体，其作用为分割原有的奥氏体晶粒，从而为低碳马氏体的形核扩充空间，同时，也因下贝氏体的存在，马氏体的生长受到一定程度的限制。混合组织的晶界角度较大，能够有效阻碍裂纹的扩展，使扩展长度变短，有利于提高热影响区的冲击韧性。焊接热输入进一步提高则会使冲击韧性出现下降趋势。采用中等焊接热输入时，热影响区中大而深的韧窝夹杂有少量的白色第二相粒子，包含具有一定韧性的低碳马氏体，使韧性较好。随热输入变高，组织由马氏体（M）向马氏体与贝氏体（B）混合组织转变，出现粗大的M和B组织及板条间和板条内碳化物。当焊接热输入达到一定程度时，贝氏体量增加, 而板条型贝氏体量减少, 形成较大尺寸的下贝氏体。下马氏体组织晶粒逐渐粗大，解理强度降低，对裂纹扩展的阻碍作用减弱；另外，上贝氏体的出现也是韧性降低的重要因素。上贝氏体组织尺寸较大，但结晶方向位相差很小，促成裂纹的连续贯穿，使冲击韧度严重下降。
若试样焊前不进行预热，则由金相观察可以看出，显微组织中产生部分淬硬马氏体，增大热影响区硬度，更容易产生较大的应力。因此，对于800MPa级低合金高强钢，焊前预热十分有必要。它不仅有助于减缓冷却速度，也促进了氢从焊接接头中逸出，防止裂纹的产生与扩展。同时，焊前预热可阻碍淬硬马氏体的产生，以消除应力。由于支架类结构件的板材一般较厚，为保证受热均匀和热影响区性能的稳定，通常采取整体预热方式，预热温度一般为150～200℃[12]。
焊后热处理是消除应力、提高焊接区性能的重要手段之一。低合金高强度钢的焊接过程易产生冷裂纹，同时为避免造成回火脆性等问题，其回火温度范围一般控制在500～550℃。在大型生产中，一般采取将工件整体放入炉中进行加热处理。热处理的作用机理在于减弱甚至消除了热影响区的残余应力，增强了焊件的抗应力性能，有助于提高结构的稳定性，使其在工程生产中安全可靠。
高强钢焊接性的研究一直是焊接领域的重要课题，目的在于通过研究结果优化实际生产中的焊接工艺，获得符合工业生产要求的构件。采用Ar+CO2混合气体进行焊接保护有利于细化熔滴，降低飞溅率，焊缝成形质量以及接头组织和力学性能较单一，CO2气体保护焊时可得到进一步优化。焊材匹配方面，等强匹配与低强匹配的应用率较高。焊缝热输入对焊接质量产生较大影响，生产加工方案应根据实际生产要求有所控制和灵活制定。
[1]蔺云峰.Q690高强度钢板焊接工艺分析[J].山西科技，):105～107.
[2]王 勇.低合金调质高强钢焊接工艺研究进展[J].应用能源技术，～13.
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[4]章友谊，杨 跃，屈金山. Domex700MC低合金高强度钢焊接接头显微组织分析[J].热加工工艺，): 30～32.
[5]国旭明，杨功斌.保护气体对高强钢熔敷金属组织与性能的影响[J].热加工工艺， ): 141～142.
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[10]李亚江，暴一品，蒋庆磊，马群双.Q690高强钢热影响区显微组织和性能研究[J],现代焊接，～14.
[11]吴昌忠，徐怀宁，范闽宁 等.1000MPa级高强钢焊接热影响区组织和韧性[J].焊接学报，):97～100.
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& 科技文献
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汉冶特钢HG785D塔式起重机用高强特厚焊接钢板的研发
关键词：汉冶特钢;焊接钢板
& &&1、前言　　近年来，随着我国大型桥梁、水电火电、大型造船厂及超高层建筑等建设项目的迅速发展，超大型塔式起重机需求大幅增加。超大型塔式起重机由于其关键技术复杂、安全可靠性要求高，多年来几乎一直被国外品牌所垄断。中国起重机械行业自2008年始，陆续研制开发出各系列大吨位塔式起重机，而超大吨位塔机需高强度特厚焊接结构钢材料，且要求该材料强度大、屈服点高。南阳汉冶特钢有限公司面对市场需求，结合现有工艺装备水平和生产能力，成功试制了满足一级探伤要求的240mm厚高强度特厚焊接结构用HG785D钢板，经检验该热处理板各项性能优异，完全满足客户对性能及内部质量的要求，为工程施工装备制造技术的进一步发展做出了贡献。　　2、技术要求及开发难点　　2.1、技术要求　　该高强度特厚焊接结构钢板对化学成分及表面质量的要求按GB/T 《高强度结构钢用调质钢板》执行，探伤按GB/T 中I级探伤标准执行，力学性能按表1所示的客户要求执行。　　表1：HG785D钢板力学性能要求
　　厚度/mm
　　拉伸试验
　　V型冲击试验
　　AkV（-20℃）/J
　　弯曲试验
　　ReL/MPa
　　Rm/MPa
　　2.2、技术开发难点　　2.2.1、化学成分设计　　塔式起重机用高强度特厚焊接HG785D钢板对强度和焊接性能要求较高，即对碳当量有一定限制。GB/T 国标中规定的最大厚度仅为150mm，因此为生产240mm厚特厚焊接钢板，采用了适当碳当量以增加钢的强度，并优化合金元素（Nb、V、Ti、Cr、Mo、B）含量以保证钢的淬透性，在不降低韧性的前提下，确保其各项性能指标达到国标150mm厚钢板的要求。　　2.2.2、钢水纯净度　　钢水中的杂质成分，包括S、P及各类氧化物夹杂等易在钢水凝固过程中产生严重的偏析，对钢板的力学性能和冶金质量均会产生极大的影响。因此相对于一般中厚板，特厚板对钢水的纯净度有更加严格的要求。为获得较好的内部质量，确保一级探伤要求，洁净钢的冶炼是基础，主要从两个方面来确保，一是钢水中非金属夹杂物的总级别控制在4.0以内；二是严格控制钢水中五大有害元素的含量。而在钢液的凝固及随后的冷却过程，钢液中的溶解氧几乎全部要由钢中析出并以非金属夹杂物的形式存在晶界处，对钢板的性能产生极大影响，因此对于钢的性能来说，脱氧和夹杂物的控制与去除是密不可分的，故需严格控制好脱氧环节。　　2.2.3、钢板内部质量　　相对于连铸坯，钢锭较厚，凝固过程冷却强度小，钢液凝固速度慢，导致选分结晶严重，加剧钢锭内部的成分偏析，同时内部柱状晶组织异常粗大。由于常规锭模采用铸铁制造，钢水注毕后进行自然缓慢冷却，尤其是在凝固中后期，钢锭模吸收大量热量后依靠锭模辐射向外散热，散热速度极慢，与帽部钢液散热速度趋于一致，不利于在钢锭中心形成上大下小的喇叭口补缩通道，狭长的液相穴影响了钢锭本体中心的补缩效果。同时由于凝固时间的延长，加剧了钢锭内部的选分结晶和成分偏析，对轧制钢板的内部探伤质量和力学性能产生了严重的影响。传统常规模铸由于冷却速度小、钢锭凝固时间长致使钢锭中心不可避免的存在严重的偏析、疏松缺陷，而其生产钢锭的高模耗和轧制钢板的低成材率导致其生产成本也较高；生产钢板质量较好的定向凝固、电渣重熔和锻造锭也存在生产效率低、生产成本高等一系列缺点。为此采用了自主研发的水冷模进行特厚板的开发，该水冷模采用通水强制冷却铜板模壁，具有锭模本体冷却强度大、钢锭本体凝固速度快的特点，由于钢锭帽口依旧采取保温措施，在凝固过程中可使钢锭内部形成上大下小的补缩通道，避免了缩孔的产生；同时由于凝固时间大大缩短，也显著减轻了钢锭内部的疏松和偏析。　　2.2.4、钢板淬透性　　特厚板在淬火后的水冷条件下，当其厚度超过某一厚度时，钢板的芯部因冷却速度过小无法得到回火前的马氏体组织，该厚度即为该钢的临界厚度，必须充分增加冷却速度来保证钢板淬透，从而得到所需的索氏体组织，最终保证钢板的力学性能。　　3、开发过程及措施　　3.1、化学成分设计　　为满足塔式起重机用高强度特厚焊接HG785D钢板对强度和焊接性能的要求，设计了如表2所示的化学成分，其中Cr、Mo、Nb均是强碳化物形成元素，可较大程度地改变马氏体转变温度，这些元素的存在极大降低了碳原子的扩散速度，抑制了珠光体的形成，最终利用淬火+回火处理使钢板获得所需的索氏体组织。　　表2：HG785D钢的化学成分（质量百分数）%
　　规格/mm
　　HG785D
　　100/240
　　0.11~0.14
　　0.15~0.35
　　1.10~1.25
　　≤0.012
　　≤0.003
　　0.03~0.04
　　0.05~0.06
　　1.45~1.55
　　1.05~1.15
　　0.45~0.55
　　0.025~0.045
　　3.2、锭模设计　　根据凝固平方根定律，钢液凝固过程中，生成的坯壳厚度：　　d=k×t1/2　　式中，d为坯壳厚度，mm；t为凝固时间，mm；k为凝固系数，mm/min，冷却强度越大，即k越大，则钢水凝固速度越快。　　基于铸锭三维凝固理论分析与连铸结晶器的启发，设计开发了水冷铜板结晶器锭模及其系统。水冷锭模浇注系统以热传导率高（铜导热率401W/（m·K），铸铁为39.2W/（m·K））、热稳定性好的结晶器铜板作为钢锭模型腔内壁，外部通过循环冷却水对铜板模壁进行强制冷却，钢锭凝固过程所释放的热量则可以通过循环冷却水被快速带走，改变了原有锭模仅依靠辐射散热的方式，显著提高了热传导系数，加快了钢锭凝固结晶速度，有效地减轻了钢锭内部偏析和中心疏松，使钢锭的原始铸态组织得到了细化，最终得到了内部组织致密、晶粒细化的钢锭。同时通过控制锭模各面不同的冷却强度来控制钢水凝固进程和速度，达到自下至上近似于定向凝固的模式，改变了凝固末期缩孔位置，使钢锭凝固终了的缩孔位置上移到帽口部位。　　具体来分析钢锭内部缺陷产生的原因：因中心偏析主要发生在固液两相区，固液两相区转变时间越长，中心疏松、缩孔出现的几率越大，中心偏析越严重。常规铸铁模由于冷却时间长，钢液过热度消除较慢，易导致钢锭内部柱状晶发达，钢锭中心疏松、缩孔缺陷发生几率较高，中心偏析严重。水冷模主要靠铜板通水强制冷却，其过热度消除较快，且内部钢液温度梯度大，加速了钢锭内部柱状晶的发展，发达的柱状晶可一直延伸至钢锭中心，改善了常规钢锭中心粗大的等轴晶中偏析和疏松严重的缺陷。　　3.3、浇铸控制　　钢液在冷却凝固过程中都伴随有体积收缩（包括液态收缩和凝固收缩），体积收缩之后，钢锭本体4面势必与锭模模壁产生气隙，气隙的传热相对于钢锭与铜板直接接触来说会大大降低，如此一来，水冷结晶器铜板锭模的冷却效率也大大降低，无法达到理论冷却效应。　　为了改善凝固过程体积收缩产生气隙所导致的热阻，水冷模设置了消除气隙的装置。将铸模内腔形状设计为倒置的近锥台形，在冷却器与底板之间设有升降装置，铸造过程中升降装置可向下移动（钢锭是靠水冷结晶器来支撑的，当水冷结晶器移动时钢锭也会随之下移），同时由于铸模具有上宽下窄的锥度，使钢锭始终与铸模模壁处于紧贴状态，对铸锭在凝固过程中产生一定的挤压作用，并通过铸锭凝固在线控制模型实现升降台下移的精确控制，使气隙曲线符合铸锭的凝固特性，保证气隙的均匀性，有效解决了冷凝过程中气隙现象的产生，使钢锭通过正常的热传导进行散热，进一步保障了钢锭内部组织的细化、成分的均匀和力学性能的改善。　　消除气隙之后，虽然水冷模铸锭的冷却凝固速度得到提高（相对于常规模来说，冷却凝固时间缩短了一半），然而由于大钢锭尺寸很大，钢锭的冷却凝固时间仍需要数小时，钢锭内部的偏析仍然比较严重，在采用3.0以下的压缩比轧制特厚板（厚度大于350mm）时，钢板内部的偏析仍然不能有效改善，影响了钢板的探伤和力学性能指标。基于在连铸坯生产过程中，连铸二冷段辊缝收缩和动态轻压下所产生良好效果的启发，对新型水冷结晶器锭模设置有侧边挤压机构。侧边挤压机构可在凝固后期对铸锭宽边（厚度方向）形成挤压，以进一步减小气隙、加速传热，从而形成更加致密的组织。而HG785D高合金钢由于凝固坯壳导热系数小，需要缓冷，可通过调大气隙、减小热传导系数来实现，从而满足了特厚板系列各个钢种的浇注要求。为了保证凝固气隙曲线符合对应钢种、锭型的凝固特性、保证气隙的均匀性，实现对钢锭凝固传热过程的精确控制，保证铸锭的表面与内部质量，通过对铸锭三维凝固理论进行综合分析和对挤压参数模拟设计、验证之后，针对不同断面尺寸的锭型制定了合理的挤压参数。　　钢锭帽口采取妥善的保温措施，在凝固过程中可使钢锭内部形成上大下小的补缩通道，避免了缩孔的产生，同时由于凝固时间大大缩短，显著减轻了钢锭内部的疏松和偏析，明显提高了钢板内部探伤质量。　　3.4、加热及轧制　　随着钢板成品厚度的增加，钢板的压缩比就会越来越小，造成钢板的综合力学性能降低。南阳汉冶特钢有限公司连铸坯最大厚度为400mm，轧制240mm特厚钢板的压缩比不足2.0，不满足开发要求，只能采用钢锭生产，为此选择32t水冷模铸，进行“二次轧制”（如图1），平均压缩比达到5.8。　　&　　图1：240mm厚特厚钢板轧制流程图　　加热温度设定为1260℃，加热时间为13min/cm，以确保微合金元素在奥氏体区的充分固溶。开坯阶段采取高温低速大压下工艺，以充分破碎钢锭中的枝晶，变形程度越大，形核区密度和驱动力越大，反复再结晶后晶粒就越细小。但钢锭高温低速大压下轧制对轧机能力有较高的要求，若轧机能力小，不能实现“大压下”，轧制力不能渗透至钢锭芯部，易导致钢板厚度方向组织不均匀，且不能起到“压合”钢锭内部浇铸缺陷的作用，直接影响钢板的冲击韧性以及探伤质量。故开坯后的二次加热轧制仍采用高温低速大压下方式以使变形渗透至轧件芯部，来“压合”内部缺陷，通过二次加热冷却对减轻偏析也有较好效果，且较大的累计变形量可使奥氏体晶粒充分变形，在晶粒内部形成更多的滑移带，为组织的转变提供更多的形核位置，以细化晶粒。钢板轧后进入ACC装置快速冷却，进一步细化晶粒，使来不及析出的微合金元素固溶在a-Fe中，强化铁素体基体。为了保证钢板冷却效果，对钢板采用了多次冷却的方式进行控冷。所有集管和侧喷全部开启，降低辊道速度至1.0m/s，出水后待钢板返红1min后再进行冷却，如此反复浇水2~3遍，保证返红温度小于680℃。随后进行500℃以上堆冷72h的处理。　　3.5、热处理　　HG785D钢板淬火保温温度为Ac3+（80~100）℃，根据系列回火试验，最终热处理确定为如表3所示的工艺。　　表3：HG785D钢板的调质工艺
　　温度/℃
　　930±10
　　665±10
　　外机炉保温时间/min/mm-1
　　冷却方式
　　水冷至室温
　　空冷至400℃带温压平
　　HG785D特厚板组织以索氏体组织为主时具有良好的强韧性能匹配，因此期望在正火后得到以索氏体为主的组织，而过冷奥氏体转变产物生成的温度越低，其脆性转变温度也越低，并且在回火后获得相同的强度时，其他力学性能指标也越高，即调质钢在淬火后获得完全的马氏体组织时，能达到良好的综合力学性能，故在HG785D特厚板的淬火水槽中加入工业盐来增加冷却速度，从而使超过临界厚度的HG785D特厚板芯部产生尽量多的马氏体，但由于厚度的限制也会产生部分贝氏体。由于贝氏体由过饱和的a-Fe和碳化物两相组成，经过高温回火，过饱和的a-Fe随着碳化物的析出，基体基本回复为铁素体（与马氏体的回火差不多），原来的贝氏体的碳化物经高温回火后也会有一定的改变。最终得到铁素体基体+碳化物的组织，这样的组织与回火索氏体比较接近，在高温回火后仍然会保持索氏体的形态，故对最终性能影响不显著。　　4、试验结果　　4.1、力学性能检测结果　　按照GB/T 228-2002、GB/T 229-2007、GB/T 232-1999要求，对HG785D特厚板进行室温拉伸试验、夏比摆锤冲击试验、弯曲试验，试验结果如表4所示。这次生产的240mm厚的HG785D特厚板按照中联中科公司的要求达到了GB/T 国标中最大厚度为150mm的性能指标，并加做了-40℃的纵向冲击试验，抗层状撕裂性能达到Z35级别，大大满足了塔式起重机材料设计要求。　　表4：HG785D钢板性能检测数据
　　规格/mm
　　取样位置
　　ReL/MPa
　　Rm/MPa
　　（d=3a180°）
　　（纵向-20℃）
　　（纵向-40℃）
　　Z向断面收缩率/%
　　全厚度
　　1/4厚度处
　　678~686
　　768~772
　　189~208
　　79~106
　　1/2厚度处
　　650~670
　　720~~750
　　100~146
　　4.2、高倍检测　　HG785D特厚板的夹杂物和金相组织如表5、图2所示。淬火后通过回火处理，使其强度、塑性和韧性都较好，具有良好的综合力学性能。回火索氏体是马氏体于回火时形成的，为铁素体基体内分布着碳化物（包括渗碳体）球粒的复合组织，是马氏体的一种回火组织，是铁素体与粒状碳化物的混合物。此时的铁素体已基本无碳的过饱和度，碳化物也为稳定型碳化物，常温下是一种平衡组织，最终使得钢板达到稳态，来满足塔式起重机对该钢板的综合性能要求；如图2所示，该钢在淬火后获得大部分马氏体组织，在钢板厚度1/4处、1/2处得到80%的索氏体，得到了良好的综合力学性能。　　表5：HG785D特厚板的金相组织
　　试样位置
　　夹杂物
　　1/4厚度处
　　1/2厚度处
　　S（80%）
　　&　　图2：HG785D钢板金相组织　　a）表层处；b）1/4厚度处；c）1/2厚度处　　5、结论　　（1）在塔式起重机用HG785D高强度特厚钢板的研制过程中，采用了水冷模铸锭方式，其有4个特点：一是选用了导热性较好的铜板取代铸铁作为传热材料，并辅以循环水冷却，钢锭冷却强度大，并改善了工作环境；二是铸模内腔形状为倒置的近锥台形，具备侧壁挤压功能，减轻钢锭内部疏松；三是实现了锭型配置的无级可调，实现了生产计划的自由安排；四是设置钢锭帽口的保温措施，进一步减轻疏松。这些措施保证了钢锭的内部质量，使钢板探伤性能达到JB/T8《重型机械通用技术条件锻钢件无损探伤》的I级探伤要求，实现了重型机械用钢的以轧代锻。　　（2）在HG785D特厚板的淬火水槽中加入工业盐来增加冷却速度，最终保证了240mm厚超临界厚度的塔式起重机用HG785D高强度特厚板的综合力学性能。　　（3）通过化学成分设计和二次轧制、热处理工艺设计等措施，成功研制出了金相组织以索氏体为主、抗层状撕裂性能良好的塔式起重机用高强度特厚焊接结构钢板，该钢板晶粒细小、组织均匀、强度和韧性匹配良好、内部质量好。