陸斌1,2,3, 陳芙蓉,1, 智建國2,3, 耿如明4

焊接熱影響區(qū)(heat-affected zone，HAZ)是高強(qiáng)鋼焊接接頭起裂及脆性破壞的多發(fā)部位，焊接熱輸入導(dǎo)致組織發(fā)生變化，粗晶區(qū)晶粒粗大，韌性下降，成為整個焊接接頭的薄弱區(qū)[1~3]。氧化物冶金技術(shù)從母材的角度入手，控制鋼中氧化物的形態(tài)，使其尺寸細(xì)化并彌散分布，在焊接過程中起到阻止奧氏體晶粒長大、促進(jìn)針狀鐵素體形核的有益作用[4]，對鋼鐵材料的焊接加工意義深遠(yuǎn)。

日本新日鐵公司開發(fā)出通過細(xì)小的粒子得到微細(xì)組織和超高的HAZ韌性(super high HAZ toughness technology with fine microstructure imparted by fine particles，HUTFF)技術(shù)，利用在1400 ℃以上高溫仍能穩(wěn)定存在的堿土金屬(Ca、Mg)的氧化物或者硫化物，使這些細(xì)小的夾雜物彌散分布在鋼中釘扎晶界，抑制焊接過程中奧氏體晶粒的長大[5]。日本鋼鐵公司開發(fā)的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性改善(excellent quality in large heat input welded joints，EWEL)技術(shù)，利用氮化物和氧化物共同抑制奧氏體晶粒的粗化，使熱影響區(qū)奧氏體晶粒細(xì)化[6]；結(jié)合低C當(dāng)量，使焊接熱影響區(qū)的上貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+貝氏體或者鐵素體+珠光體，改善焊接后韌性[7,8]。Yang等[9]利用Mg脫氧劑改善焊接熱影響區(qū)的韌性，開發(fā)出利用強(qiáng)脫氧劑改善焊接熱影響區(qū)韌性(excellent heat-affected zone toughness technology improved by use of strong deoxidizers，ETISD)的技術(shù)，在大熱輸入焊接之后，原奧氏體粒子尺寸細(xì)小，焊接熱影響區(qū)沖擊韌性優(yōu)異。

氧化物冶金的研究工作主要集中在Nb、Ti、Mg、Zr等元素，并結(jié)合降低C含量的方法，這些研究的共同點是利用微細(xì)夾雜物粒子促進(jìn)晶內(nèi)針狀鐵素體的生成，同時抑制焊接過程中原奧氏體晶粒的長大。對于如何提高高強(qiáng)鋼的強(qiáng)度和韌性，已有大量研究[10~15]。但對于鋼中含Ti和含Ca的氧化物夾雜而言，它們在鋼液中容易聚集長大，尺寸多為幾個微米甚至更大；還有些高C當(dāng)量的高強(qiáng)度鋼板，在焊接熱循環(huán)過程中原奧氏體晶粒會急劇長大，在冷卻過程中焊接熱影響區(qū)不會生成鐵素體組織，易產(chǎn)生大量上貝氏體組織從而惡化焊接性能，因此采取了降低熱輸入、焊接預(yù)熱、焊后熱處理等辦法，但增加了成本并降低了生產(chǎn)效率[16~20]。

稀土元素在鋼中能夠發(fā)揮獨特作用，稀土在鋼中主要偏聚于晶界，引起晶界結(jié)構(gòu)、性能的變化，并影響其它元素的擴(kuò)散和新相形核與長大，導(dǎo)致鋼的組織和性能發(fā)生變化。控制鋼中稀土夾雜物的數(shù)量、尺寸、形貌和成分是發(fā)揮其氧化物冶金作用的基礎(chǔ)[21~25]。

本工作通過實驗室和工業(yè)實驗，開發(fā)了一種提高焊接性能的稀土氧化物冶金技術(shù)(enhanced welding properties via rare earth oxide metallurgy technology，REOMT)，從母材入手提高材料的焊接熱影響區(qū)沖擊韌性，改善高C當(dāng)量高強(qiáng)度鋼板的焊接性能，加大熱輸入提高焊接生產(chǎn)效率。對工業(yè)試制的高強(qiáng)鋼板經(jīng)模擬焊接，研究其焊接性能與微觀組織的關(guān)系，證明適量的稀土Ce添加能夠改善高強(qiáng)鋼的焊接性能。

1 實驗方法

采用210 t頂?shù)讖?fù)吹轉(zhuǎn)爐→210 t鋼包爐精煉(ladle furnace，LF)→210 t真空循環(huán)脫氣精煉(rührstahl heraeus，RH)→300 mm×2200 mm立彎式寬厚板鑄機(jī)澆鑄→3800 mm四輥可逆粗軋機(jī)→4100 mm四輥可逆精軋機(jī)→層流加速冷卻(ACC)→升溫至910 ℃保溫10~20 min，淬火至150 ℃以下→回火至620 ℃，保溫30 min，空冷至室溫，制備成厚鋼板。選用5×10-6Ce、23×10-6Ce含量的700 MPa級高強(qiáng)鋼板，依據(jù)Ce含量的不同試樣命名為5Ce、23Ce，具體化學(xué)成分見表1。首先，利用帶有Thermo NS7能譜儀(EDS)的JSM-6701F冷場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察和分析不同Ce添加量后的母材典型夾雜物形貌和成分；然后將鋼板加工成10.5 mm×10.5 mm×75 mm試樣，使用Gleeble3500熱模擬機(jī)模擬高強(qiáng)厚板的焊接熱循環(huán)過程。焊接熱模擬過程為：按Rykalin-2D模型分別模擬焊接熱輸入為25、50、75和100 kJ/cm，峰值溫度為1350 ℃；將上述熱模擬試樣在WDW-2000萬能拉伸試驗機(jī)上做拉斷實驗，再從熱電偶焊點處橫向截開標(biāo)記截面，至標(biāo)記面以下10 mm處截下鑲嵌，對標(biāo)記面預(yù)磨、拋光，利用Quanta-250 SEM觀察夾雜物和斷口形貌；之后將拋光試樣用4% (質(zhì)量分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液侵蝕后，用DM4M光學(xué)顯微鏡(OM)觀察顯微組織；重新打磨拋光并在80 ℃恒溫下侵蝕一定時間，使用DM4M OM觀察原始奧氏體晶粒，并用Image-Pro Plus軟件統(tǒng)計原始奧氏體晶粒尺寸；將模擬熱輸入的試樣與母材加工成10 mm×10 mm×55 mm的“V”型Charpy試樣，利用ZBC2752A750J沖擊試驗機(jī)測定各試樣常溫下沖擊功。再將含Ce高強(qiáng)鋼試樣加工為直徑5 mm×3 mm的圓柱狀試樣，通過VL2000DX-SVF17SP高溫共聚焦顯微鏡觀察不同溫度時夾雜物對晶界的釘扎作用。將含Ce高強(qiáng)鋼加工成直徑15 mm×90 mm試樣，表面打磨干凈，試樣作陽極，銅片作陰極，通過小樣電解收集鋼中析出物。將電解提取的析出物過濾、淘洗后利用Quanta-250和帶有EDS的JSM-6701F SEM進(jìn)行夾雜物形貌分析。

表1   不同Ce含量高強(qiáng)鋼的化學(xué)成分 (mass fraction / %)

Table 1  Chemical compositions of high strength steel with different Ce contents

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2 實驗結(jié)果與討論

2.1 稀土對高強(qiáng)鋼夾雜物的影響

表2為不同Ce含量高強(qiáng)鋼試樣的力學(xué)性能。圖1和2為不同Ce含量母材夾雜物形貌的SEM像及EDS分析結(jié)果。以圖1為例，根據(jù)面掃描結(jié)果可以看出，O、Al、Mg元素在夾雜物中的分布一致，對于鋁脫氧鋼，當(dāng)鋼液中有少量Mg時，易形成鎂鋁尖晶石夾雜物[26]，因此可認(rèn)定圖1中夾雜物中心處的黑色部分為MgO-Al2O3。MgO-Al2O3外圍為(CaMn)S和CeAlO3，因此，稀土Ce含量為5×10-6時，鋼中夾雜物為MgO-Al2O3+(CaMn)S+CeAlO3；Ce含量為23×10-6時，鋼中的夾雜物類型是(CeCa)S+MgO-Al2O3+MnS。面掃描分析結(jié)果表明，當(dāng)Ce添加量較低時，不能完全改性MgO-Al2O3夾雜物，只能在MgO-Al2O3外圍生成少量CeAlO3夾雜物，當(dāng)Ce添加量達(dá)到一定量后(23×10-6)，Ce能夠完全改性MgO-Al2O3尖晶石，生成稀土硫化物夾雜物。

圖1

圖1   5Ce試樣中典型夾雜物MgO-Al2O3+(CaMn)S+CeAlO3的SEM像和EDS分析

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Fig.1   SEM image and EDS analyses of typical inclusions MgO-Al2O3+(CaMn)S+CeAlO3 in 5Ce steel

表2   不同Ce含量高強(qiáng)鋼的力學(xué)性能

Table 2  Mechanical properties of high strength steel with different Ce contents

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圖2

圖2   23Ce試樣中典型夾雜物(CeCa)S+MgO-Al2O3+MnS的SEM像和EDS分析

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Fig.2   SEM image and EDS analyses of typical inclusions (CeCa)S+MgO-Al2O3+MnS in 23Ce steel

2.2 焊接熱影響區(qū)沖擊韌性

使用Gleeble3500熱模擬機(jī)模擬高強(qiáng)厚板的焊接熱循環(huán)過程，熱模擬的焊接參數(shù)如表3所示，熱影響區(qū)焊接熱模擬過程如圖3所示。可以看出，焊接熱輸入越大，焊后的平均冷卻速率越小。

表3   熱模擬焊接參數(shù)

Table 3  Parameters of simulated welding thermal cycle

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圖3

圖3   熱影響區(qū)(HAZ)焊接熱模擬過程

Fig.3   Thermal simulation process of heat-affacted zone (HAZ)

不同熱輸入條件下的焊接熱影響區(qū)室溫沖擊功見圖4。可以看出，隨著焊接熱輸入的增加，試樣的室溫沖擊功均呈下降趨勢，而相同焊接熱輸入下，Ce含量為23×10-6試樣的沖擊性能明顯好于Ce含量為5×10-6的試樣。鋼中加入適量的稀土，提高了相同熱輸入下試樣熱影響區(qū)的沖擊功。

圖4

圖4   不同熱輸入條件下的焊接熱影響區(qū)室溫沖擊功

Fig.4   Impact energies of HAZ under different heat inputs at room temperature

2.3 焊接熱影響區(qū)微觀組織

不同Ce含量試樣在不同焊接熱輸入下HAZ顯微組織的OM像如圖5和6所示。可以看出，焊接熱輸入為25 kJ/cm時，不同Ce含量試樣的HAZ顯微組織均為馬氏體組織；熱輸入提高到50 kJ/cm時，Ce含量為5×10-6的試樣HAZ組織為上貝氏體和粒狀貝氏體組織，Ce含量為23×10-6的試樣HAZ組織為馬氏體和下貝氏體組織；熱輸入繼續(xù)增加至75 kJ/cm，Ce含量為23×10-6試樣的HAZ才開始出現(xiàn)少量上貝氏體組織，繼續(xù)增加熱輸入至100 kJ/cm時，不同Ce含量試樣HAZ顯微組織均為粗大、脆性的上貝氏體和粒狀貝氏體混合組織。可見，在焊接時含有23×10-6Ce的試樣，Ce可阻滯HAZ中上貝氏體組織的形成。

圖5

圖5   5Ce試樣不同焊接熱輸入下熱影響區(qū)顯微組織的OM像

Fig.5   OM images of HAZ in 5Ce steel under heat inputs of 25 kJ/cm (a), 50 kJ/cm (b), 75 kJ/cm (c) and 100 kJ/cm (d)

2.4 焊接接頭斷口形貌

不同Ce含量試樣在不同焊接熱輸入下斷口形貌的SEM像如圖7和8所示。可以看出，熱輸入為25 kJ/cm時，不同Ce含量試樣斷口心部主要由大韌窩和小韌窩組成；熱輸入增加到50 kJ/cm時，Ce含量為5×10-6試樣斷口心部基本沒有韌窩，出現(xiàn)了較大的解理面，而Ce含量為23×10-6試樣斷口心部由小解理面、小韌窩及剪切脊組成。隨著熱輸入繼續(xù)增加，2種Ce含量試樣斷口心部韌窩全部消失，形成了大片狀的解理面，且熱輸入越大，試樣斷口心部解理面越大，驗證了隨著Ce含量的增加，試樣焊接熱影響區(qū)的室溫沖擊功提高。

圖6

圖6   23Ce試樣不同焊接熱輸入下熱影響區(qū)顯微組織的OM像

Fig.6   OM images of HAZ in 23Ce steel under heat inputs of 25 kJ/cm (a), 50 kJ/cm (b), 75 kJ/cm (c) and 100 kJ/cm (d)

圖7

圖7   5Ce試樣不同焊接熱輸入下斷口形貌的SEM像

Fig.7   SEM fractographs of 5Ce steel under heat inputs of 25 kJ/cm (a), 50 kJ/cm (b), 75 kJ/cm (c) and 100 kJ/cm (d)

2.5 焊接熱影響區(qū)原奧氏體晶粒

不同Ce含量試樣不同焊接熱輸入下焊接熱影響區(qū)原奧氏體晶粒形貌的OM像如圖9和10所示。不同Ce含量試樣原奧氏體晶粒尺寸統(tǒng)計如表4所示。可以看出，隨著焊接熱輸入的增加，原奧氏體晶粒均逐漸變大。相同熱輸入下，含5×10-6Ce高強(qiáng)鋼的原奧氏體晶粒平均尺寸由40.2 μm增加到70.6 μm，增加了75.6%；含23×10-6Ce高強(qiáng)鋼的原奧氏體晶粒平均尺寸由47.3 μm增加到72.1 μm，增加了52.4%；總體看，試樣經(jīng)焊接后的HAZ晶粒平均尺寸隨Ce含量提高增幅減緩，表明鋼中加入稀土Ce能夠細(xì)化晶粒，抑制焊接過程中奧氏體晶粒長大。

圖8

圖8   23Ce試樣不同焊接熱輸入下斷口形貌的SEM像

Fig.8   SEM fractographs of 23Ce steel under heat inputs of 25 kJ/cm (a), 50 kJ/cm (b), 75 kJ/cm (c) and 100 kJ/cm (d)

圖9

圖9   5Ce試樣不同焊接熱輸入下熱影響區(qū)原奧氏體晶粒形貌的OM像

Fig.9   OM images of HAZ original austenite grain in 5Ce steel under heat inputs of 25 kJ/cm (a), 50 kJ/cm (b), 75 kJ/cm (c) and 100 kJ/cm (d)

表4   不同熱輸入條件下的焊接熱影響區(qū)的原奧氏體晶粒尺寸 (μm)

Table 4  Grain sizes of original austenite in HAZ under different heat inputs

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圖10

圖10   23Ce試樣不同焊接熱輸入下熱影響區(qū)原奧氏體晶粒形貌的OM像

Fig.10   OM images of HAZ original austenite grain in 23Ce steel under heat inputs of 25 kJ/cm (a), 50 kJ/cm (b), 75 kJ/cm (c) and 100 kJ/cm (d)

2.6 稀土夾雜物釘扎晶界作用

通過高溫共聚焦顯微鏡在線觀察23Ce試樣不同溫度時夾雜物對晶界的釘扎情況，結(jié)果如圖11所示。高溫下晶界處的蒸發(fā)比晶粒內(nèi)部更為強(qiáng)烈，晶界處的原子通過表面擴(kuò)散形成熱蝕溝，從而逐漸顯現(xiàn)出奧氏體晶粒的輪廓，圖11中較深和較淺的熱蝕溝分別為老的晶界和新晶界。新晶界需要通過原子擴(kuò)散顯露，老的晶界也相應(yīng)地通過原子擴(kuò)散而逐漸寬化、填平、最終消失，不同溫度下形成的熱蝕溝需要足夠的時間才能填平，因而可能出現(xiàn)新、舊奧氏體晶界(熱蝕溝)共存的現(xiàn)象[27]。從圖11可以看出，當(dāng)試樣從1488.5 ℃保溫，隨著保溫時間的延長，原奧氏體晶界(圖中紅色虛線標(biāo)記)逐漸沿箭頭方向推移，時間為1030.1 s時，圖中箭頭標(biāo)識的2條晶界合并為一條(圖11d)，并且可以觀察到夾雜物釘扎于晶界。繼續(xù)保溫37.7 s后，夾雜物釘扎的原奧氏體晶界脫釘(圖11e)。這表明，細(xì)小的稀土夾雜物可以有效釘扎于晶界，抑制晶界遷移，阻止晶粒長大。

圖11

圖11   23Ce試樣高溫共聚焦觀察實驗結(jié)果

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(a) 987.2 s, 1488.5 ℃；(b) 1012.7 s, 1484.0 ℃；(c) 1023.9 s, 1488.5 ℃

；(d) 1030.1 s, 1482.0 ℃；(e) 1067.8 s, 1475.6 ℃；(f) 1202.4 s, 1453.0 ℃

Fig.11   High temperature confocal observation results of 23Ce steel (Original grain bounaries (dashed lines) move in the direction of arrows)

不同焊接熱輸入時23Ce試樣在不同溫度范圍的持續(xù)時間如表5所示，表中持續(xù)時間是指鋼樣在模擬焊接實驗中，處于該溫度段的時間。從表5可以看出，隨著焊接熱輸入的增加，試樣在高溫下的持續(xù)時間逐漸增大。焊接熱輸入為100 kJ/cm時，1300 ℃以上的持續(xù)時間為14.08 s。由圖11d和e可以看出，保溫37.7 s之后，原奧氏體晶界才會脫釘。因此，稀土夾雜物可以釘扎原奧氏體晶界，抑制焊接過程中晶粒的長大。

表5   不同焊接熱輸入時23Ce試樣在不同溫度持續(xù)時間 (s)

Table 5  Holding time of 23Ce steel at different temperatures under different heat inputs

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2.7 稀土夾雜物形貌

從圖12~14可以觀察到，將23Ce試樣電解后分析，試樣中有夾雜物和碳氮化物，夾雜物有Al2O3、MgO-Al2O3尖晶石和稀土夾雜物，Al2O3、MgO-Al2O3尖晶石呈不規(guī)則形狀；鋼中還有(Nb, Ti)(C, N)和Mo、Cr的碳化物，由于鋼中C含量及Mo、Cr等合金元素含量較低，因此Mo、Cr的碳化物均為二次碳化物，尺寸較小，約幾百納米。圖14顯示了背散射模式(圖14a)和二次電子模式(圖14b)下含稀土夾雜物形貌照片，可以觀察到稀土夾雜物主要為球形，其成分與前文SEM分析結(jié)果一致。

圖12

圖12   23Ce試樣電解后夾雜物SEM像及EDS分析

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(a~c) MgO-Al2O3；(d) Al2O3

Fig.12   SEM images and EDS analyses of inclusions in 23Ce steel after electrolysis

圖13

圖13   23Ce試樣電解后碳氮化物的SEM像和EDS

(a, b) Ti-carbonitride；(c) Mo-carbonitride；(d) Cr-carbonitride

Fig.13   SEM images and EDS of carbonitride in 23Ce steel after electrolysis

圖14

圖14   23Ce試樣電解后含稀土夾雜物SEM像及EDS分析

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(a) backscatter mode；(b) secondary electronic mode

Fig.14   SEM images and EDS analyses of Ce-contained inclusions in 23Ce steel after electrolysis

3 結(jié)論

(1) 隨著焊接熱輸入的增加，焊接熱影響區(qū)顯微組織逐漸從馬氏體、下貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樯县愂象w和粒狀貝氏體組織。在Ce含量較低時，熱輸入為50 kJ/cm時，熱影響區(qū)就出現(xiàn)了上貝氏體組織，而Ce含量為23×10-6的試樣，熱輸入為75 kJ/cm時熱影響區(qū)才形成了上貝氏體組織，表明適量稀土延遲了高強(qiáng)鋼焊接熱影響區(qū)上貝氏體組織的形成。

(2) 隨著焊接熱輸入增加，原奧氏體晶粒尺寸呈增加趨勢。熱輸入從25 kJ/cm提高到100 kJ/cm，含5×10-6Ce高強(qiáng)鋼的原奧氏體晶粒平均尺寸增加了75.6%；含23×10-6Ce高強(qiáng)鋼的原奧氏體晶粒平均尺寸僅增加了52.4%；試樣Ce含量越高，其焊接熱影響區(qū)原奧氏體晶粒尺寸增幅越小，表明稀土能夠抑制焊接過程中原奧氏體晶粒的長大。

(3) 添加稀土Ce后，高強(qiáng)鋼中的夾雜物類型發(fā)生了改變，產(chǎn)生了稀土氧硫化物夾雜。試樣中有稀土夾雜物和碳氮化物2類，鋼中稀土夾雜物主要為球形，鋼中Mo、Cr的碳化物均為尺寸較小的二次碳化物。

(4) 含有彌散稀土氧化物的高強(qiáng)鋼母材焊接熱影響區(qū)韌性更好，原因是試樣中的稀土夾雜物可以釘扎原奧氏體晶界，有效抑制焊接過程中晶粒的長大。

來源--金屬學(xué)報