賈 璐，劉意春，賈書君，李 拔，劉清友

(1.昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明 650000；2.鋼鐵研究總院 工程用鋼所，北京 100065)

抗大變形管線鋼是高性能管線鋼重要的發(fā)展方向之一.所謂的大變形鋼管是一種適應(yīng)大位移服役環(huán)境的，在拉伸、壓縮和彎曲載荷下具有較高極限應(yīng)變能力和延性斷裂抗力的管道材料.在實(shí)際生產(chǎn)中，對抗大變形管線鋼的設(shè)計(jì)要求焊縫必須過強(qiáng)匹配，但是經(jīng)歷了熱循環(huán)之后，在埋弧焊縫熱影響區(qū)存在晶粒粗化和組織的惡化，而且還有不同程度的軟化現(xiàn)象，出現(xiàn)了軟化區(qū)，這使熱影響區(qū)的性能與管線鋼的性能嚴(yán)重不匹配，成為整個焊接接頭最薄弱的部分，制約了X80抗大變形管線鋼在工業(yè)上的進(jìn)一步應(yīng)用[1-4].關(guān)于焊接熱影響區(qū)的軟化問題國內(nèi)外已有報(bào)道，Pisarski研究了不同焊縫強(qiáng)度匹配的高強(qiáng)鋼埋弧焊熱影響區(qū)軟化現(xiàn)象,指出高低匹配HAZ硬度較母材均有降低，但高匹配時HAZ最低，其硬度值比低匹配時約高45 HV[5].已有很多學(xué)者[6-9]研究了針對單相組織針狀鐵素體管線鋼的軟化問題，指出軟化區(qū)主要出現(xiàn)在粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)，而對于組織特征為雙相的抗大變形管線鋼熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化區(qū)的研究還鮮有報(bào)導(dǎo).

本文通過焊接熱模擬實(shí)驗(yàn)，采用掃描電鏡、EBSD和透射電鏡等對抗大變形管線鋼熱影響區(qū)的微觀組織進(jìn)行了表征和分析，研究了軟化區(qū)的韌性，最后闡明了軟化區(qū)的形成原因.

1 實(shí) 驗(yàn)

采用首鋼生產(chǎn)的X80級抗大變形管線鋼鋼板，供貨狀態(tài)為熱軋態(tài).實(shí)驗(yàn)鋼的母材組織如圖1所示，由多邊形鐵素體和貝氏體組成，制管后的顯微硬度為260 HV，-10 ℃的夏比沖擊功為253 J.

實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分列于表1.通過Thermo-Calc熱力學(xué)軟件計(jì)算出Ac1和Ac3溫度分別為720和880 ℃.

圖1 實(shí)驗(yàn)鋼母材組織

表1實(shí)驗(yàn)用鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

Table 1 Chemical composition of experimental steel (wt./%)

CMoSiNiMnCrPSNb，V，Ti0．060．0010．290．251．880．220．080．001<0．1

焊接熱模擬試驗(yàn)在Gleeble-3500試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，熱模擬試樣的尺寸為55 mm×10 mm×10 mm.熱模擬工藝參數(shù)如圖2所示，峰值溫度分別為400、500、600、700、800、900、1 000、1 100、1 200、1 300 ℃，將t8/3的時間固定為25 s，加熱速度為100 ℃/s，峰值停留時間為1 s.熱模擬后的試樣在Olmpusext3100金相顯微鏡、Hitachis3400N掃描電鏡、Oxford Nordlys F+和H-800透射電鏡上進(jìn)行微觀組織觀察和表征.采用INSTRON TUKON 2100型字式顯微硬度計(jì)測量各峰值溫度下實(shí)驗(yàn)鋼的顯微硬度.

按照《GB/T 2975—1998鋼及鋼產(chǎn)品力學(xué)性能試驗(yàn)取樣位置及試樣制備標(biāo)準(zhǔn)》，夏比沖擊試樣取自鋼板寬度1/4處橫向，試樣缺口垂直于鋼板軋制表面，試樣表面和鋼板表面距離小于2 mm，沖擊試樣采用10 mm×10 mm×55 mm規(guī)格夏比V型缺口試樣.隨后，按照GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法標(biāo)準(zhǔn)》，在ZBC2752-B型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行-10°的夏比沖擊實(shí)驗(yàn).

圖2 焊接熱模擬工藝圖

2 結(jié)果與分析

2.1 熱模擬熱影響區(qū)的組織和顯微硬度

實(shí)驗(yàn)鋼不同峰值溫度下的金相組織如圖3所示.由圖3可以看出：峰值溫度為1 300 ℃時,實(shí)驗(yàn)鋼是典型的粗晶區(qū)組織，主要由貝氏體鐵素體和部分粒狀貝氏體組成，由于粗晶區(qū)重新經(jīng)歷了奧氏體化過程，且高溫下奧氏體穩(wěn)定性高，因此冷卻后以貝氏體鐵素體為主，見圖3(a)；峰值溫度1 100 ℃時，奧氏體穩(wěn)定性降低，顯微組織轉(zhuǎn)變成粒狀貝氏體并含有少量貝氏體鐵素體，但是在金相照片下貝氏體鐵素體的板條形貌不能清楚辨認(rèn)，見圖3(b)；隨著峰值溫度降低到1 000 ℃的細(xì)晶區(qū)(圖3(c))，組織轉(zhuǎn)變成粒狀貝氏體+部分針狀鐵素體，該區(qū)域在焊接熱循環(huán)的過程中被加熱到剛過Ac3的溫度范圍，雖然完成了全部的奧氏體化，但是此時的奧氏體穩(wěn)定性不足，晶粒尺寸較小，在冷卻時的相變溫度較高，因此組織以高溫相變的細(xì)小粒狀貝氏體為主，同時，由于此時晶界不規(guī)則，有利于針狀鐵素體在晶界處形核長大.

當(dāng)峰值溫度進(jìn)一步降低到800 ℃則進(jìn)入了臨界區(qū)，它的溫度通常在Ac1～Ac3，因此只有部分組織沿著晶界向晶內(nèi)發(fā)生奧氏體化，而其余未發(fā)生奧氏體化的部分會在高溫的作用下發(fā)生回復(fù)導(dǎo)致亞結(jié)構(gòu)粗化，冷卻后的組織由相變重結(jié)晶組織和高溫回復(fù)組織混合組成.本實(shí)驗(yàn)的母材組織為鐵素體+貝氏體，在升溫到該區(qū)域時，由于鐵素體熱穩(wěn)定性比貝氏體低而先發(fā)生奧氏體化過程，貝氏體則發(fā)生高溫回復(fù)過程，冷卻后生成準(zhǔn)多邊形鐵素體和回火貝氏體的混合組織，見圖3(d).

當(dāng)峰值溫度為600和700 ℃時(圖3(e)和(f))，即為回火區(qū)，該區(qū)域在熱循環(huán)過程中沒有發(fā)生奧氏體化，所以顯微組織表面上仍然是鐵素體+貝氏體，只是整體上700 ℃時的組織較600 ℃時發(fā)生了明顯的粗化長大，但是其組織內(nèi)部將會發(fā)生回復(fù)甚至再結(jié)晶過程.

在不同峰值溫度下，實(shí)驗(yàn)鋼的焊接熱影響區(qū)顯微硬度變化規(guī)律如圖4所示，可以明顯看到，在600～700 ℃高溫回火區(qū)出現(xiàn)了明顯的軟化區(qū).相對應(yīng)的不同峰值溫度的SEM照片見圖5.與圖3的金相組織相比，粗晶區(qū)中(圖5(a)和(b))無論是貝氏體鐵素體晶內(nèi)的板條束還是粒狀貝氏體中的顆粒狀M/A組元都更容易分辨，在細(xì)晶區(qū)和臨界區(qū)的M/A組元形貌也比金相組織更清晰直觀，尤其可以觀察到臨界區(qū)中大量M/A組元密集分布勾勒出晶界形貌(圖5(c)和(d)).

圖3 不同峰值溫度下試樣的金相組織

圖4 不同峰值溫度的平均顯微硬度

通常，管線鋼中的主要組織為多邊形鐵素體、準(zhǔn)多邊形鐵素體、針狀鐵素體、粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體，它們的顯微硬度依次增大[10].

隨著峰值溫度的降低，實(shí)驗(yàn)鋼的組織依次為貝氏體鐵素體+少量粒狀貝氏體(1 300 ℃)、粒狀貝氏體+少量貝氏體鐵素體(1 100 ℃)、細(xì)晶粒狀貝氏體+部分針狀鐵素體(1 000 ℃)、準(zhǔn)多邊形鐵素體+回火貝氏體(800 ℃)、多邊形鐵素體+回火貝氏體(600～700 ℃)，因此顯微硬度也依次降低.

然而，在400 ℃的低溫回火區(qū)，回復(fù)作用并不明顯，所以硬度并沒有顯著降低.最終，在高溫回火區(qū)形成了軟化區(qū).

綜合以上分析可知，經(jīng)過焊接熱循環(huán)后，在高溫回火區(qū)，組織轉(zhuǎn)變成硬度較低的粗大鐵素體加回火貝氏體是導(dǎo)致該峰值溫度下出現(xiàn)軟化的一個重要原因.

圖5 不同峰值溫度下試樣的SEM照片

2.2 軟化區(qū)形成原因分析

通常，多晶材料中晶粒和亞晶粒的取向不同，所以各個晶粒塑性變形開始的先后不同，這時晶界和亞晶界的存在將使界面處彈性變形和塑性變形不協(xié)調(diào)，從而在這些界面處誘發(fā)應(yīng)力集中以維持兩晶?；騺喚ЯＴ诮缑嫣幍倪B續(xù)性，這會在晶界或亞晶界附近引起二次滑移導(dǎo)致位錯迅速增值，最終形成加工硬化微區(qū)使強(qiáng)度和硬度升高[11].因此，組織中亞結(jié)構(gòu)的變化會對材料的硬度產(chǎn)生影響.

圖6給出了實(shí)驗(yàn)鋼各峰值溫度的亞晶界圖，這里的亞晶界(即小角度晶界)是通過相鄰亞晶粒間的取向差和不同的顏色來區(qū)分統(tǒng)計(jì)的.

圖6亞晶界圖：(a)400℃(低溫回火區(qū))；(b)600℃(高溫回火區(qū))；(c)800℃(臨界區(qū))；(d)1000℃(細(xì)晶區(qū))；(e)峰值溫度與小角度晶界的關(guān)系；(f)峰值溫度與亞晶界的關(guān)系

Fig.6 Sub-grain boundary maps: (a) 400 ℃ (low temperature tempering zone); (b) 600 ℃ (high temperature tempering zone); (c) 800 ℃ (intercritical zone); (d) 1 000 ℃ (fine grain zone); (e) relationship between peak temperature and subgrain boundary; (f) relationship between peak temperature and low angle grain boundary

如圖6(a)～(d)所示，取向差2°～5°的亞晶界用藍(lán)色表示，取向差5°～10°的亞晶界用綠色表示，取向差10°～15°的亞晶界用粉色表示.同時，圖6(e)～(f)給出了峰值溫度與小角度晶界以及小角度晶界所包含的不同取向差范圍亞晶界的關(guān)系，可以看出，兩者總體變化趨勢相同，其中2°～5°的亞晶界在3種范圍中所占的比例最高，這可能是由于高溫下位錯的回復(fù)過程很容易發(fā)生，因此生成了大量具有小取向差的亞結(jié)構(gòu);而取向差10°～15°的亞晶界在高溫回火區(qū)出現(xiàn)了低谷，在其他3個區(qū)則相差不大，這主要是因?yàn)樵诟邷鼗鼗饏^(qū)，亞晶粒逐漸長大，那些具有較大取向差的亞晶粒移動，最后形成了大角度晶界(取向差>15°).隨著峰值溫度繼續(xù)升高，到800 ℃臨界區(qū)時，部分組織發(fā)生了相變重結(jié)晶生成了針狀鐵素體，其含有較多小取向差的亞結(jié)構(gòu)[11-12]，因此2°～5°亞晶界的比例顯著升高.當(dāng)峰值溫度達(dá)到1 000 ℃時，冷卻后組織發(fā)生了完全的相變重結(jié)晶，晶粒趨于等軸狀，相應(yīng)的亞晶界也近似于均勻分布.根據(jù)上述可知，在各個峰值溫度亞結(jié)構(gòu)的變化與顯微硬度的變化趨勢基本相同，由此可知，在高溫回火區(qū)亞結(jié)構(gòu)的減少也是軟化區(qū)形成的原因之一.

圖7是實(shí)驗(yàn)鋼不同峰值溫度的局部取向差分布圖，它是用顏色的變化來表征晶粒內(nèi)部小于5°的取向差含量與分布.由圖7可見，各峰值溫度下晶粒內(nèi)的局部取向差為1°～2°.而晶粒內(nèi)小于5°的取向差除了可以反映局部應(yīng)力集中的程度，還可以反應(yīng)位錯聚集的程度[12-13]，因此，可以借助局部取向差分布圖來間接表征位錯密度的變化情況.

圖7 局部取向差分布圖：(a)400 ℃(低溫回火區(qū))；(b)600 ℃(高溫回火區(qū))；(c)800 ℃(臨界區(qū))；(d)1 000 ℃(細(xì)晶區(qū))

Fig.7 Local misorientation distribution maps: (a)400 ℃ (low temperature tempering zone); (b) 600 ℃ (high temperature tempering zone); (c) 800 ℃ (intercritical zone); (d) 1 000 ℃ (fine grain zone)

此外，式(1)給出了金屬材料的強(qiáng)度與位錯密度的關(guān)系：

(1)

式中：σo為材料基礎(chǔ)強(qiáng)度，α為與晶體結(jié)構(gòu)相關(guān)的常數(shù)，G室溫下鋼的切變模量，b為柏氏矢量，ρ為位錯密度.由式(1)可知，組織中位錯密度越高，則材料的強(qiáng)度越高，相應(yīng)的硬度也越高.從600 ℃開始，組織發(fā)生明顯的回復(fù)過程，鐵素體中位錯胞內(nèi)的位錯線逐漸消失，晶體中的位錯密度降低，余下的位錯通過重新排列而形成新的亞晶粒，隨著回火溫度繼續(xù)升高，亞晶粗化長大，逐漸形成大角度晶界，位錯密度進(jìn)一步降低.比較圖7(a)、(b)、(c)和(d)可知，在高溫回火區(qū)時，組織中的位錯密度顯著降低，由此表明，位錯密度的大幅度減少也是導(dǎo)致熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化區(qū)的一個重要原因.

圖7借助EBSD的局部取向差分布圖，間接表征了在不同峰值溫度下組織中位錯密度的變化.通過透射電鏡可以更直觀地觀察組織中位錯的變化，如圖8所示，比較之下可知，在回火溫度不高時(圖8(a))，回復(fù)過程不明顯，組織中仍然含有較高的位錯密度.而在高溫回火區(qū)(圖8(b))的位錯密度則顯著降低，并且伴有粗化的第二相顆粒.同時，在高溫回火區(qū)和臨界區(qū)(圖8(c))都觀察到了位錯聚集纏結(jié)形成的亞晶界，說明組織發(fā)生了明顯的回復(fù)過程.在1 000 ℃的細(xì)晶區(qū)(圖8(d))，可以觀察到細(xì)小的針狀鐵素體含有高位錯密度和亞結(jié)構(gòu).

結(jié)合EBSD和透射電鏡的分析可知，本實(shí)驗(yàn)中，當(dāng)熱模擬的峰值溫度升高到高溫回火區(qū)時，組織的回復(fù)過程加劇，晶體中的亞結(jié)構(gòu)減少，同時位錯密度大幅度降低，最終導(dǎo)致在該區(qū)域形成了軟化區(qū).

圖8透射電鏡照片：(a)400℃(低溫回火區(qū))；(b)600℃(高溫回火區(qū))；(c)800℃(臨界區(qū))；(d)1000℃(細(xì)晶區(qū))

Fig.8 TEM pictures: (a) 400 ℃ (low temperature tempering zone); (b) 600 ℃ (high temperature tempering zone); (c) 800 ℃ (intercritical zone); (d) 1 000 ℃ (fine grain zone)

2.3 軟化區(qū)韌性分析

圖9(a)給出了實(shí)驗(yàn)鋼熱影響區(qū)峰值溫度與沖擊韌性的關(guān)系曲線.由圖9可見，軟化區(qū)韌性較好，而在800 ℃的臨界區(qū)出現(xiàn)了韌性低谷.有研究指出[14-15]，在裂紋擴(kuò)展傳播過程中，會在大角晶界處發(fā)生偏轉(zhuǎn)，即大角度晶界會阻礙裂紋的傳播，所以組織中含有較多大角度晶界會提高鋼的韌性.因此，統(tǒng)計(jì)了不同峰值溫度下大角度晶界在組織中所占的比例，如圖9(b)所示，在800 ℃時組織中的大角度晶界比例最低，由此可知，臨界區(qū)大角度晶界比例的大幅度降低是產(chǎn)生韌性低谷的原因之一.有關(guān)研究指出[16]，熱影響區(qū)中M/A組元的粗化會顯著惡化鋼的韌性，因此，研究了800 ℃的M/A組元的分布和形態(tài)，如圖10所示.圖10(a)統(tǒng)計(jì)了該溫度下M/A組元的體積分?jǐn)?shù)，約為18.6%，可以看出，該區(qū)域的M/A組元不但發(fā)生了粗化(圖10(c))，而且還出現(xiàn)了顯著的偏聚(圖10(b)).

圖9 不同峰值溫度的沖擊韌性(a)和大角度晶界所占的比例(b)

當(dāng)M/A中的馬氏體發(fā)生相變時會產(chǎn)生體積膨脹，使M/A組元的周圍存在殘余應(yīng)力，并且M/A組元硬度要明顯高于周圍基體，從而在變形過程中使其周圍產(chǎn)生應(yīng)力集中.當(dāng)多個M/A組元集中分布或距離較近時，它們的應(yīng)力場會相互疊加產(chǎn)生更大的應(yīng)力集中，這會導(dǎo)致微裂紋的萌生和擴(kuò)展更加容易，從而破壞鋼的韌性.圖10(d)給出了粗大M/A組元TEM照片，可以看到部分馬氏體板條和殘余奧氏體呈交替分布.

根據(jù)Griffith理論，臨界解理應(yīng)力與臨界裂紋長度對應(yīng)關(guān)系如式(2)：

(2)

式中：σc為臨界解理應(yīng)力，E為楊氏模量，γp為微裂紋有效表面能，υ為泊松比，d為臨界裂紋長度.Lan等[16]研究指出，M/A組元能夠誘發(fā)解理裂紋形核，解理裂紋形核尺寸等于M/A組元的寬度.分析公式可得，M/A組元的尺寸越大，則解理裂紋形核所需臨界應(yīng)力越小，解理微裂紋越易于在M/A組元處形核，從而產(chǎn)生微裂紋.因此，在800 ℃出現(xiàn)韌性低谷的另一個主要原因是該溫度下M/A組元的聚集和粗化.

圖10峰值溫度為800℃時的M/A組元:(a)較小放大倍數(shù)下的SEM照片；(b)M/A組元偏聚;(c)大尺寸M/A組元；(d)大尺寸M/A組元的TEM照片

Fig.10 M/A component of peak temperature at 800 ℃: (a) SEM image under smaller magnification; (b) M/A component assembled; (c) M/A component coarsened; (d) TEM image of M/A component coarsened

3 結(jié) 論

1)本實(shí)驗(yàn)條件下，母材組織為鐵素體加貝氏體的抗大變形管線鋼，在焊接熱影響區(qū)的高溫回火區(qū)(600～700 ℃)出現(xiàn)了軟化區(qū).

2)軟化區(qū)形成的主要原因如下：一方面，在高溫回火區(qū)形成的粗大鐵素體+回火貝氏體組織顯微硬度較低；另一方面，在該峰值溫度范圍回復(fù)過程顯著加快，導(dǎo)致亞結(jié)構(gòu)大幅度減少，同時位錯密度也顯著降低.

3)本實(shí)驗(yàn)中，在峰值溫度為800 ℃的臨界區(qū)出現(xiàn)了韌性低谷，韌性降低的主要原因是該區(qū)域的M/A組元發(fā)生了粗化和聚集，同時大角度晶界的比例降低.

[1] 潘家華.全球能源變換及管線鋼的發(fā)展趨勢[J].焊管,2008,31(1):9-11．

PAN Jiahua. Global energy transformation and development trend of pipeline steel [J]. Welded Pipe, 2008, 31(1):9-11.

[2] FENG Lianyong, LI Junchen, PANG Xiongqi, et al. Peak oil models forecast China′s oil supply, demand [J]. Oil & Gas Journal, 2008, 14: 43-47.

[3] TUBB R. 2014 Worldwide construction report[J]. Pipeline & Gas Journal, 2014, 241(11):1-6.

[4] 王紅菊,祝愨智,張延萍.全球油氣管道建設(shè)概況[J]. 油氣儲運(yùn),2015,34(1):15-18.

WANG Hongju, ZHU Yizhi, ZHANG Yanping. Overview of global oil and gas pipeline construction[J]. Oil & Gas Storage and Transportation, 2015,34(1):15-18.

[5] LI Jie, SHI Kai, ZHOU Yong, et al. Research on the softening phenomena of HAZ in welded joint of coiled tubing [J]. Transactions of JWRI,2011(Special Issue):115-117.

[6] 陳延清,杜則裕,許良紅. X80管線鋼焊接熱影響區(qū)組織和性能分析[J].焊接學(xué)報(bào),2010,31(5):101-104.

CHEN Yanqing, DU Zeyu, XU Lianghong. Microstructure and mechanical properties of heat affected zone for X80 pipeline steel[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2010,31(5):101-104.

[7] 胡美娟，王鵬，韓新利，等. X80級抗大變形管線鋼焊接粗晶區(qū)的組織和性能[J].焊接學(xué)報(bào),2012,33(9):93-96.

HU Meijuan,WANG Peng, HAN Xinli, et al. The microstructure and properties of coarse crained heat affected zone for X80 high deformability pipeline steel[J].Transactions of the China Welding Institution,2012,33(9):93-96.

[8] GAO Aiming, MISRA R D K, LIU Jibin, et al. An analysis of the microstructure of the heat-affected zone of an ultra-low carbon and niobium-bearing acicular ferrite steel using EBSD and its relationship to mechanical properties[J].Materials Science and Engineering,2010,527(23):6440-6448.

[9] HU Jun, DU Linxiu, XIE Hui, et al. Effect of weld peak temperature on the microstructure, hardness,and transformation kinetics of simulated heat affected zone of hot rolled ultra-low carbon high strength Ti-Mo ferritic steel[J].Materials & Design 2014,60:302-309.

[10] CHEN Y L,WANG Y, ZHAO A M. Precipitation of AlN and MnS in low carbon aluminium-killed steel[J]. Journal of Iron and Steel Research International,2012,19(4):51-56.

[11] 潘金生,仝健民,田民波.材料科學(xué)基礎(chǔ)[M].北京:清華大學(xué)出版社,2011:172-173.

[12] 孔德軍,龍丹, 吳永忠.X80管線鋼埋弧焊接頭沖擊韌性及其斷口形貌分析[J].材料工程,2013(6):50-54.

KONG Dejun, LONG Dan, WU Yongzhong. Analysis of impact toughness and fracture morphologies of X80 pipeline stell welded joints with submerged arc welding [J]. Journal of Materials Engineering,2013(6):50-54.

[13] MOHTADI-BONAB M A, ESKANDARI M, SZPUNAR J A. Texture, local misorientation, grain boundary and recrystallization fraction in pipeline steels related to hydrogen induced cracking[J].Materials Science & Engineering A, 2015,620: 97-106.

[14] 繆成亮，劉振偉，郭暉，等.Nb含量和熱輸入量對X80管線鋼焊接粗晶區(qū)的影響[J].材料熱處理學(xué)報(bào), 2012,33(1): 99-105.

MIAO Chengliang, LIU Zhenwei, GUO Hui,et al. Effect of Nb content and heat input on coarse-grained welding heat affected zone of X80 pipeline steels[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2012,33(1): 99-105.

[15] SANG Y S, HWANG B, LEE S, et al. Correlation of microstructure and charpy impact properties in API X70 and X80 line-pipe steels[J]. Materials Science and Engineering A, 2007,458(1): 281-289.

[16] LAN Liangyun, QIU Chunlin, SONG Hongyu, et al. Correlation of martensite-austenite constituent and cleavage crack initiation in welding heat affected zone of low carbon bainitic steel[J]. Materials Letters, 2014, 125 (24): 86-88.