超细晶粒钢.docx

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超细晶粒钢

超细晶粒钢制备技术

1、名词解释：

超细晶粒钢（Ultrafine—GrainedSteel，简称UFG钢，目标粒径约1um）作为21世纪的代表性先进高性能金属结构材料，其强化思路具有鲜明的特点，即通过晶粒的超细化同时实现强韧化，完全不同于传统的以合金元素添加及热处理为主要手法的强化思路。

其优点在于：

能同时实现强韧化；可尽量少用合金元素降低碳当量、改善焊接性，并利于循环利用以降低对环境的损害。

超细晶粒钢与同等强度的传统钢相比，其化学成分的主要特点是碳含量低，这有利于提高其焊接性，因此其强化手段不是通过增加碳含量和合金元素含量，而是通过晶粒细化、相变强化、析出强化等相结合的方法来达到提高强韧化的目的。

晶粒细化（包括变形细化和相变细化）是唯一能够同时提高钢强度和韧性的方法。

超细晶粒钢与同等强度的传统钢相比，其化学成分的主要特点是碳含量低，这有利于提高其焊接性，因此其强化手段不是通过增加碳含量和合金元素含量，而是通过晶粒细化、相变强化、析出强化等相结合的方法来达到提高强韧化的目的。

晶粒细化（包括变形细化和相变细化）是唯一能够同时提高钢强度和韧性的方法，因而成为超细晶粒钢最佳的强化机制。

利用第二相粒子析出的沉淀强化是超细晶粒钢采用的另一种强化机制，高温时在奥氏体内形成的粒子虽然对控制晶粒长大有效，但不会造成强化，强化粒子是低温时在奥氏体或铁素体内形成的，位错与亚结构强化也是一种有效的强化方式。

2、分类：

传统钢中，晶粒尺寸在100μm以下就称为细晶粒钢，即传统细晶粒钢。

随着冶金技术和生产工艺的不断进步，细晶的尺寸不断缩小，甚至达到了微米、亚微米。

本文提到的超细晶粒钢不包括传统细晶钢。

按超细晶粒钢发展进程和其尺寸大小，可分为以下几类：

（1）TMCP钢

控轧后立即加速冷却所制造的钢，称为TMCP（Thermo-MechanicalControlProcess）钢。

利用TMCP工艺在实验室中，晶粒尺寸可达到几个微米，但在实际工业生产中，所得钢的晶粒尺寸小于50μm，最小可达10μm。

这种钢满足了石油和天然气工业的需求，这种钢的高强高韧和低的碳当量为其提供了优良的焊接适应性。

（2）新一代钢铁材料

综合低合金高强钢不断进步的成功经验，充分利用合金化作用和生产工艺技术进步相结合的优势，发展新一代钢铁材料产品并进行其基础理论研究。

目前正处于研制阶段的新一代钢铁材料的主要特征：

在充分考虑经济性的条件下，钢材具有高洁净度、超细晶粒、高均匀度的特征，强度比常用钢材提高一倍，钢材使用寿命增加一倍。

高洁净度，指S、P、O、N、H元素的总含量小于80×10-6，这样不但可提高钢材原有的性能，有时还可赋予钢新的性能；超细组织，晶粒尺寸在0.1～10μm之间，细化晶粒是唯一能提高强度而不降低韧性甚至提高韧性的方法；高均匀度指的是成分、组织和性能很均匀，波动范围很小。

在钢的化学成分—工艺—组织—性能的关系中，强调了组织的主导地位，即其超细微观组织表现出优异的综合性能。

3、超细钢制备的工艺特征及冶金机制：

（1）超细晶粒钢制备工艺的特征：

超细晶粒钢制备工艺研发的报道很多．如拉拔加工、HPT（HighPressureTorsion）、ECAP（EqualChannelAngularPressing）、ARB（AccumulativeRoll—Bonding）、MM（MechanicalMilling）等，其中低温大变形量轧制是易于工业化的新型加工热处理工艺，故在此主要将其与TMCP工艺进行对比。

欲突破5um的界限获得以1um为目标的超细钢，须挖掘TMCP的极限潜力。

为此，新日铁钢铁研究所的簌原行人等指出下述2点是需要的：

①有效提高相变与再结晶的驱动力，使形核密度飞跃性地增加；②彻底抑制成核后晶粒的长大。

筱原行人、粟饭原等进一步将新型TMCP按加工温度细分为3种类型：

I、Ⅱ、Ⅲ型，如表1所示。

   表1用大变形量加工热处理实现超细化方法的分类

加工温度

加工温度区间

细化对象组织

铁素体

奥氏体

γ区间

相变

再结晶

TMCP

再结晶

动态再结晶

I型

α+γ区间

Ⅱ型

逆相变

Ⅱ型

α区间

超强加工；MM，ARB，EACP

其中I型为在准稳定区域（略高于Ar3）的大变形量加工（通常TMCP的加工温度在8OO℃以上）；Ⅱ型为在复相组织区的大变形量加工；Ⅲ型为大变形量加工后的逆相变（将原始组织为马氏体的材料在紧靠相变点以下的温度进行大变形量加工，利用加工发热诱发的自发性逆相变M—A获得超细奥氏体，并最终获得超细马氏体）。

I型与Ⅱ型的加工温度虽有时相同，但热循环不同。

I型是加热至奥氏体区再快冷至加工温度，在加热及冷却过程中均发生了相变；而Ⅱ型最高加热温度并未到奥氏体区，依赖α动态再结晶细化，需较大加工变形量，应用报道较少。

此外，簌原行人等还具体给出了I型即准稳定大变形加工热处理的加工条件，见表2。

表2准稳定γ大变形加工热处理（I型）

加工前冷速

加工温度

TypeIa

10℃／s

～700℃

TypeIb

5℃／s

～530℃

TMCP

1℃／s

8OO℃以上

京都大学的牧正志对比了传统TMCP工艺与新加工热处理工艺的区别，其观点如下。

传统TMCP的关键点在于：

①由加工硬化奥氏体进行铁素体相变，导入相变形核点（在900~950℃间压延）；②加速冷却，增大过冷度（增大相变驱动力），结果可获得最细约为5um的α组织。

新型TMCP的关键技术在于低温大变形量加工：

①以前未曾有过的大变形量加工：

ε=1～2（每道次5O以上的大压下量）；②以前未曾有过的低温加工：

500~700℃．结果可获得最细1um以下的超细α组织。

另外，筱原行人和足立吉隆均还指出了压力加工前的快速冷却对降低加工温度、提高过冷度及超细晶铁素体体积分数（I型）的影响。

足立吉隆以0．2C—0．83Mn钢为对象，指出了获得主相为超细铁素体的3个必要条件：

①加工前的急速冷却（5OK／s）；②低温化的轧制（530～700℃）；⑨大的轧制变形量（40%以上），否则会导致获得的主相为贝氏体。

筱原行人等指出，当加工前的冷速为10℃／s，在710℃进行大变形量加工时，出现α相变温度在加工温度之上的动态相变，通过加工中被诱发的α相变可获得细晶粒；城田良康详细指出这种情况下粒径只能细化至2um。

而当加工前的冷速进一步增至50℃／s时，在通常出现贝氏体或马氏体无扩散相变的530℃区域也能得到过冷奥氏体，于是在“应变诱发的极低温度下的扩散相变”机制的作用下，通过大变形量加工诱发α相变可将晶粒细化至1um以下。

王国栋等强调了轧后冷却的重要性。

城田良康等进一步指出轧前急冷的必要性，否则，仅单降低轧制温度则成了在α相变后的轧制，不能生成等轴α晶粒（加工变形组织），且细化有限，为此，需提高轧前冷速（10～50K／s），则可在500℃附近获得γ相的前提下再进行强加工。

综上所述，从基本思路方面讲，“轧前急冷”、“低温加工”与“大的变形率（强加工）”是超细钢制备工艺的3个最大特征或3个必要条件。

相对于传统的TMCP，其轧制温度更低，轧制压下量更大。

实际工艺中的每一个参数如临界冷速、奥氏体化温度、轧制上限温度、最小应变量、应变速率等的具体数值除与钢种有关外，还受其他参数的强烈影响。

无疑，如此工艺条件对轧机的轧制能力及冷却装置提出了更高的要求。

此外，黄成江等在其综述文献中还强调了轧制中产生附属剪切应变的重要性。

4、超细晶粒钢制备工艺的冶金机制

传统理论认为，大变形量加工对形成超细晶粒的作用大致有两方面：

一是在相变、再结晶之前的母相中导入尽可能多的晶格缺陷以增加形核点，同时增大驱动力进而增大形核速度；其次是以物理形式分断、细化相变后的组织。

目前关于这种采用低温大变形方法（I型）获得超细晶粒机制的研究认为，超细铁素体的获得主要是形变诱导铁素体相变（DIF：

DeformationInducedFerriteTransformation）和铁素体动态再结晶2种机制共同作用的结果，特别是形变诱导相变现象的发现及概念的提出具有重要的理论与工程意义。

形变诱导铁素体相变最早由Yada等于20世纪80年代末发现并提出，并获得美国专利。

纵观现已报道的文献，形变诱导铁素体相变体现于2种情况，作者分别称其为“高温形变诱导铁素体相变”与“低温形变诱导铁素体相变”，现分述如下。

（1）当获得大变形量的加工温度在A3以上时，如杨平等所指出的：

在A3以上奥氏体是稳定的．没有形变时铁素体是不可能出现的，在A3以上形变诱导铁素体析出，可称之为高温形变诱导相变，但这时的铁素体是不稳定的，随保温时间的延长，铁素体会逆相变为奥氏体。

形变诱导相变机制突出强调了大变形量的作用，即奥氏体形变产生的缺陷、形变储能使奥氏体的自由能增加，大大降低了奥氏体的稳定性，导致奥氏体向铁素体转变温度升高。

此情况可看作在铁素体与奥氏体的竞争中，大的形变有利于铁素体的形成。

其理论意义在于：

在大变形的前提下，γ-α相变发生温度可以高于平衡态的A3，由此可以推知，在经轧前急冷至较低轧制温度（如约500℃）时。

2种因素的叠加作用将使相变过冷度比传统TMCP工艺大得多。

（2）当加工温度在A3以下时。

如城田良康所指出的：

由于在低温区域（500℃附近）扩散变慢，通常只能出现如贝氏体、马氏体类无扩散型相变，但通过大变形量加工使a相变能在如此低的温度区间被诱发。

正是利用了这种大形变诱导的低温下的扩散型相变使低碳钢的α粒径小至1um以下成为可能，或者说，快速冷却中的大应变扩展了γ-α相变的温度范围。

足立吉隆等对变形情况下和未变形情况下的CCT图研究表明，对急速冷却的奥氏体压延加工时，铁索体与低温相（贝氏体）会竞争形成．从而使铁素体的比率发生变化，提高加工率则铁素体的比率增加。

在生成贝氏体的低温区提高加工率，使主相变成了铁素体．其原因解释为位错胞对贝氏体的形成有阻碍作用，但对铁素体相变的阻碍作用同对珠光体相变的阻碍作用一样小。

同时，由于形变使奥氏体内的缺陷密度增加，有利于碳原子在低温下的近程扩散，因而产生形变诱导铁素体相变。

综上所述，形变诱导相变机制强调了强加工获得大形变的综合作用．具体可概括为3点：

增大相变过冷度（热力学方面）、提高形核率（动力学方面）、诱发低温下的扩散。

欲获得“超细晶铁素体”，一要解决如何“超细化”的问题，二要解决如何获得“铁素体”的问题。

大形变综合作用的前两者回答了如何能够“超细化”的问题（须同时配合轧制温度较低这一条件）；后者回答了如何获得“铁素体”的问题。

关于铁素体动态再结晶是否也是晶粒超细化机制之一尚有分歧。

但归纳更多的文献可总结出，铁素体动态再结晶受压下量及轧制温度的影响，当压下量不足（临界值4O%）或轧制温度过低（如530℃或600℃以下）时不会出现铁素体动态再结晶。

5、两种工艺冶金机制的差别

至此，可归纳总结出新型TMCP（DIF）和传统TMCP细化晶粒机制的细微差别：

在实际相变温度与轧制温度各自相对的高低方面，两者较传统TMCP均有低温化特征。

②在实际相变温度与轧制温度之间的相对高低方面，传统TMCP的轧制温度（通常在800℃以上）高于实际相变温度，轧后所得仍为奥氏体，相变为在轧制形变之后的静态相变。

当形变诱导相变在α相变的上临域（65O～750℃）或较高轧制温度，如800℃附近施加大变形．则相变温度高于轧制温度，为轧制过程中的动态相变。

轧后所得组织为动态相变所得铁素体与再结晶铁素体的混合组织。

当轧制温度低至再结晶难以进行的温度，如600℃以下．所得组织为等轴且位错密度小的超细铁素体，表明相变为加工后的静态相变．也可能有加工过程中的动态相变。

③控冷的时刻及目的有所不同。

传统TMCP的轧后快冷，目的在于增大过冷度，提高相变驱动力以进一步提高有效形核率；新型TMCP的轧前快冷，目的在于获得深冷奥氏体，防止传统扩散型相变（先共析转变与共析转变）发生，同时实现轧制温度与相变温度的低温化，以增加相变形核点并抑制铁素体的长大。

④在大变形压力加工的主要作用效果方面，传统TMCP主要针对奥氏体加工，特别是在奥氏体未再结晶区域的加工获得加工硬化奥氏体，可大幅增加相变形核点，对相变细化晶粒的贡献最大。

而形变诱导相变同时对过冷奥氏体及铁素体加工。

主要是在温度较低的区间。

降低低温区扩散相变（铁素体转变）的激活能以形成超细、等轴、低位错密度铁素体。

抑制贝氏体、马氏体等低温相的形成，降低低温相的体积率；即极大的形变既利于激活碳的近程扩散又可增加相变形核点。

⑤在再结晶方面。

形变诱导相变因轧制变形量大出现铁素体动态再结晶，且较低的轧制温度有利于抑制再结晶晶粒的长大，而传统TMCP仅有较高温度下的奥氏体再结晶。

⑥在相变驱动力、相变产物、相变速度方面，传统TMCP主要靠冷却出现过冷度而自行相变，而形变诱导相变除过冷度提供相变驱动力之外，高密度位错的储能还能降低相变激活能而诱导铁素体扩散相变，否则与未加工材料相同将出现贝氏体。

而且应变作用下的γ-α转变与无应变及传统控轧控冷工艺相比，转变速度更快。

DIF也称之为应变诱导动态相变（SIDTR）。

此外，超细钢还存在组织稳定性（焊接加热时晶粒易长大）及均匀延伸率低的问题。

对后一问题可通过炭化物等第二相的活用、复相组织得到缓解，改善强度一延性间的平衡。

另外硬质第二相（如马氏体）的分散化已证明能改善超细钢延性低的问题，但第二相的硬质化、形态控制、体积分数、粒径大小等的优化仍是今后研究的重大课题。

6、超细晶粒钢的焊接特性：

　超细晶粒钢的强韧化机制与传统钢不同，因而必须全面考虑其焊接问题，其中存在的两个主要问题：

①由于其超细晶粒，在焊接热作用下，晶粒长大的驱动力很大，必然导致HAZ晶粒严重粗化，这将影响整个接头性能与母材性能相匹配；②为获得与母材相等性能的焊接接头，进行焊接材料、焊接方法及焊接工艺的合理选择。

2.1HAZ的性能

（1）HAZ的晶粒长大倾向

　　在新一代微合金高强高韧钢中，研究400MPa和800MPa两种强度级别的超细晶粒钢，400MPa级细晶钢是指在普通Q235钢的基础上进行细化晶粒和纯净化处理，使其强度提高一倍，寿命增加一倍的新一代钢铁材料。

400MPa级细晶钢焊接时，薄弱环节出现在HAZ，因细晶粒本身已使得晶粒长大驱动力很大（驱动力与晶粒尺寸成反比），又因400MPa的细晶钢中没有或含有极少碳、氮化物形成元素，所以其焊接热影响区有严重的晶粒长大倾向，粗大的晶粒将损害HAZ的性能，晶粒较粗大时，强度和韧性会随之下降。

因此，对于400MPa的细晶钢最主要的问题是探索400MPa细晶钢的合适焊接方法、研究其晶粒长大规律、动力学和可控因素，从而寻找防止晶粒长大的有效措施。

　　800MPa级细晶钢是指在X65管线钢的基础上进行细化晶粒和纯净化处理，使其强度提高一倍，寿命增加一倍的新一代钢铁材料。

利用高洁净度X65钢和普通市售X65钢，采取一定的工艺措施获得细晶粒钢，细晶组织如图1，其平均粒径分别为1.393μm（图1（a））、2.665μm（图1（b）），屈服强度达到了800MPa。

再经峰值温度1　350℃，t8/5分别为3.5s和8s的焊接热循环，模拟其粗晶区，所得金相组织如图2、3，其奥氏体的平均粒径分别为：

21μm（图2（a））、28μm（图2（b））、26μm（图3（a））、52μm（图3（b））。

从以上例子可知：

800MPa级细晶钢焊接时，即使t8/5很小，HAZ也出现较严重的晶粒粗化现象，且随着t8/5的增加，晶粒粗化就更为严重。

图1　X65细晶钢显微组织

Fig.1　Mircrostructureofultra-finegrainedX65steel

（a）高洁净度；（b）普通

图2　高洁净度X65细晶钢显微组织（峰值温度1350℃）

Fig.2　Mircrostructureofhigh-purity,ultra-finegrained

X65steel（peaktemperature:

1350℃）

（a）t8/5＝3.5s；（b）t8/5＝8s

图3　X65细晶钢显微组织（峰值1350℃）

Fig.3　Mircrostructureofultra-finegrainedX65

steel（peaktemperature:

1350℃）

（a）t8/5＝3.5s；（b）t8/5＝8s

（2）　HAZ淬硬性

　　在靠近熔合线的HAZ，奥氏体晶粒易粗化和硬化。

为了减少冷裂和接头韧性的损失，通常限制HAZ的最大硬度。

如造船用结构钢和破冰船，其硬度限制在HV300～350之间。

为避免应力腐蚀，硬度值也被限制，如在湿的H2S环境下，管线钢的硬度限制在HV248。

HAZ的最大硬度随着冷却时间t8/5的增加而减小。

（3）HAZ的韧性和微观组织

　　下贝氏体和低碳马氏体均有较好的韧性，且下贝氏体的韧性优于低碳马氏体，随着冷却时间的增加，上贝氏体的含量越来越多，韧性逐渐降低。

上贝氏体和侧板条铁素体均有很低的韧性。

晶界铁素体是冷却时在原奥氏体晶粒边界上析出的，且上贝氏体和侧板条件铁素体从晶界铁素体向晶内生长。

一般把粗晶热影响区（CGHAZ）和临界粗晶热影响区（IRCGHAZ）称作“局部脆性区”（LBZ），铁素体中固溶的碳小于奥氏体中固溶的碳，奥氏体分解过程中碳从相变铁素体析出且在没有相变的奥氏体中偏聚，这将推迟奥氏体相变且导致残余奥氏体+高碳马氏体（碳含量大于1%）的混合组织（即M-A组元）形成，当钢在临界点之间的温度区域加热时，奥氏体和铁素体共存，将造成奥氏体中碳的偏析且导致硬化能力增加，在冷却时转化为M-A组元，它对HAZ的韧性极为不利，当晶粒粗大时，更为不利，HAZ的韧性强烈依赖M-A组元的体积分数。

文献［1］报道局部脆性区（LBZ）的影响在夏氏V型冲击试验中不明显，但在热模拟HAZ试样的CTOD试验中却很明显。

此外，当焊缝采用高匹配时，也将使HAZ的韧性损失，但与组织所引起的韧性损失相比，是很小的。

HAZ的低韧性不仅是由于M-A组元所占的体积分数所决定，也由其大的断裂晶面尺寸所决定，因此可通过以下措施改善韧性：

①可探索采用合适的焊接工艺，以减小LBZ区的整体面积；②减小形成M-A组元的合金元素，如B、N、C元素含量；③减小Si、Al、P元素含量，可促进M-A组元的分解；④当钢中细小弥散的析出物在接近熔点时仍很稳定，则能有效细化HAZ中的粗大奥氏体，导致上贝氏体和侧板条铁素体的细化；⑤由于针状铁素体的断裂晶面尺寸小，韧性好，所以若添加一些细小稳定的氧化物，不仅可降低HAZ粗晶区的晶粒尺寸，而且还可作为晶内针状铁素体的形核场地。

（4）　HAZ的软化

　　超细晶粒钢主要是在形变条件下获取细晶的，不能通过热处理手段来恢复，所以焊后HAZ会出现软化，尤其当高热输入时，就更加明显。

不过这种局部软化对接头整体强度的影响是受其他因素控制的，如局部软化区的宽度、板厚和焊缝强度匹配等因素。

对于低强度级别的400MPa钢而言，在高强匹配下，更高强度的焊缝和没有受热影响的母材对软化区有强的拘束作用，所以采用高匹配是防止或减小HAZ软化的有效措施之一。

2.2　焊缝金属的性能

　　通常焊缝金属的强度应与母材等强匹配或稍高于母材。

大多数焊接结构是在焊后状态下使用的，焊缝金属的强化依然要靠合金元素来实现，因此，焊缝金属的碳当量将全面高于母材，且当熔敷金属的强度提高时，其强度和韧性将对热输入很敏感，此时应考虑合适的焊接工艺。

所以当母材强度提高时，获得合适的焊缝强度就变得较困难。

　　400MPa细晶钢的焊缝金属性能与HAZ性能相比，不是主要矛盾。

对于400MPa级细晶钢而言，焊缝金属要获得优良的强度和韧性，焊缝金属的理想组织应为针状铁素体，这就要严格控制焊接材料的化学成分，如Ti-B系列的焊条、焊剂和Ni-Cr-Mo-V系列的焊丝。

　　当焊接大于800MPa或更高强度级别的细晶钢时，需全面考虑接头性能。

焊缝和HAZ都有可能出现问题，HAZ的粗化问题可借鉴400MPa级细晶钢的有效防止措施，如合适的焊接方法、焊接工艺及其他焊接条件，但随钢强度级别的提高，800MPa细晶钢焊缝中易出现冷裂倾向，因此，对于800MPa级的细晶钢而言，主要问题便是解决焊缝金属的性能，即必须研制、开发与母材性能相匹配的焊接材料，焊缝金属要获得优良的强度和韧性，其焊缝金属的理想组织应为超低碳贝氏体，这方面的工作目前还没有较成熟经验，因而需全面开发以这种微观组织为主的焊接材料。

2.3　焊缝和HAZ的裂纹倾向

（1）热裂纹

　　熔敷金属的化学成分主要是针对避免热裂纹而设计的，因此凝固裂纹主要是由母材稀释而引起的，即主要出现在具有最大熔合比的焊道上（如根部焊缝），或出现在凝固方式不恰当时（如过大的熔合比和焊速过高所引起的过于拉长的焊接熔池），此时热裂纹可通过改变焊接工艺参数避免。

热裂纹的产生也强烈依赖夹杂物的数量和种类，细晶钢的合金含量很低、夹杂物（如S、P）含量低以及偏析少，所以热裂纹不易发生。

（2）　冷裂纹

　　因不同钢种对冷裂敏感的微观组织不尽相同，建议严格控制HAZ硬度。

细晶钢低的碳当量减小了冷裂倾向，明显改善了其冷裂敏感性。

因母材细晶钢的碳当量低，而熔敷金属碳当量高，于是氢就被固在熔化的金属中，在焊缝中出现冷裂，可减少扩散氢含量来降低焊缝的冷裂倾向。

（3）　层状撕裂

　　为减少层状撕裂，有两种有效方法，第一种方法是减小硫含量到很低的水平（小于0.008%），第二种是为获得理想硫化物形态添加合金元素，如Ca化处理。

由于细晶钢本身高的洁净度，因而发生层状撕裂的可能性不大。

2.4　焊后热处理

　　焊后热处理有可能恶化焊缝性能，对超细晶粒钢，其唯一目的是松弛残余应力，而不象传统C-Mn钢是为了改善性能。

当碳含量低（小于0.15%）且碳当量很低时（小于0.4%），钢几乎没有硬而脆的HAZ，并且几乎没有应变时效倾向。

因此很少要求焊后热处理。

必要时，消除应力的热处理温度必须小于600℃或考虑机械消除应力的措施。

结论：

（1）超细晶粒钢通过形变细化、相变细化和第二相析出提高钢的强度，由此降低结构自重，从而减少其结构用量和运输费用，同时它还具有优良的强韧性，合金含量低、杂质含量低、便于回收、可重复使用等优点，因而可有效地用于生产中，符合社会可持续发展战略。

（2）焊接热循环明显影响400MPa和800MPa超细晶粒钢焊接热影响区的晶粒长大，应研究其HAZ晶粒长大规律和动力学，寻找HAZ晶粒长大的可控因素，探索超细晶粒钢合适的焊接方法、焊接工艺参数及其他焊接条件。

　　（3）对于800MPa级超细晶粒钢，除研究热影响区晶粒长大规律外，还应研制焊缝金属微观组织以超低碳贝氏体为主的焊接材料。