陸斌1,2,3,陳芙蓉,1,智建國2,3,耿如明4

焊接熱影響區(heat-affected zone，HAZ)是高強鋼焊接接頭起裂及脆性破壞的多發部位，焊接熱輸入導致組織發生變化，粗晶區晶粒粗大，韌性下降，成為整個焊接接頭的薄弱區[1~3]。氧化物冶金技術從母材的角度入手，控制鋼中氧化物的形態，使其尺寸細化并彌散分布，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。

日本新日鐵公司開發出通過細小的粒子得到微細組織和超高的HAZ韌性(super high HAZ toughness technology with fine microstructure imparted by fine particles，HUTFF)技術，利用在1400 ℃以上高溫仍能穩定存在的堿土金屬(Ca、Mg)的氧化物或者硫化物，使這些細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]。日本鋼鐵公司開發的大線能量焊接熱影響區韌性改善(excellent quality in large heat input welded joints，EWEL)技術，利用氮化物和氧化物共同抑制奧氏體晶粒的粗化，使熱影響區奧氏體晶粒細化[6]；結合低C當量，使焊接熱影響區的上貝氏體轉變為鐵素體+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的韌性，開發出利用強脫氧劑改善焊接熱影響區韌性(excellent heat-affected zone toughness technology improved by use of strong deoxidizers，ETISD)的技術，在大熱輸入焊接之后，原奧氏體粒子尺寸細小，焊接熱影響區沖擊韌性優異。

氧化物冶金的研究工作主要集中在Nb、Ti、Mg、Zr等元素，并結合降低C含量的方法，這些研究的共同點是利用微細夾雜物粒子促進晶內針狀鐵素體的生成，同時抑制焊接過程中原奧氏體晶粒的長大。對于如何提高高強鋼的強度和韌性，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當量的高強度鋼板，在焊接熱循環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不會生成鐵素體組織，易產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、焊接預熱、焊后熱處理等辦法，但增加了成本并降低了生產效率[16~20]。

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

本工作通過實驗室和工業實驗，開發了一種提高焊接性能的稀土氧化物冶金技術(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沖擊韌性，改善高C當量高強度鋼板的焊接性能，加大熱輸入提高焊接生產效率。對工業試制的高強鋼板經模擬焊接，研究其焊接性能與微觀組織的關系，證明適量的稀土Ce添加能夠改善高強鋼的焊接性能。

1實驗方法

采用210 t頂底復吹轉爐→210 t鋼包爐精煉(ladle furnace，LF)→210 t真空循環脫氣精煉(rührstahl heraeus，RH)→300 mm×2200 mm立彎式寬厚板鑄機澆鑄→3800 mm四輥可逆粗軋機→4100 mm四輥可逆精軋機→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級高強鋼板，依據Ce含量的不同試樣命名為5Ce、23Ce，具體化學成分見表1。首先，利用帶有Thermo NS7能譜儀(EDS)的JSM-6701F冷場發射掃描電鏡(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熱模擬機模擬高強厚板的焊接熱循環過程。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-2000萬能拉伸試驗機上做拉斷實驗，再從熱電偶焊點處橫向截開標記截面，至標記面以下10 mm處截下鑲嵌，對標記面預磨、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% (質量分數)硝酸酒精溶液侵蝕后，用DM4M光學顯微鏡(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沖擊試驗機測定各試樣常溫下沖擊功。再將含Ce高強鋼試樣加工為直徑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進行夾雜物形貌分析。

表1不同Ce含量高強鋼的化學成分 (mass fraction / %)

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

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2實驗結果與討論

2.1稀土對高強鋼夾雜物的影響

表2為不同Ce含量高強鋼試樣的力學性能。圖1和2為不同Ce含量母材夾雜物形貌的SEM像及EDS分析結果。以圖1為例，根據面掃描結果可以看出，O、Al、Mg元素在夾雜物中的分布一致，對于鋁脫氧鋼，當鋼液中有少量Mg時，易形成鎂鋁尖晶石夾雜物[26]，因此可認定圖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。面掃描分析結果表明，當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Ce添加量達到一定量后(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15Ce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.1SEM image and EDS analyses of typical inclusions MgO-Al2O3+(CaMn)S+CeAlO3in 5Ce steel

表2不同Ce含量高強鋼的力學性能

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

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圖10

圖1023Ce試樣不同焊接熱輸入下熱影響區原奧氏體晶粒形貌的OM像

Fig.10OM 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，結果如圖11所示。高溫下晶界處的蒸發比晶粒內部更為強烈，晶界處的原子通過表面擴散形成熱蝕溝，從而逐漸顯現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散顯露，老的晶界也相應地通過原子擴散而逐漸寬化、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，因而可能出現新、舊奧氏體晶界(熱蝕溝)共存的現象[27]。從圖11可以看出，當試樣從1488.5 ℃保溫，隨著保溫時間的延長，原奧氏體晶界(圖中紅色虛線標記)逐漸沿箭頭方向推移，時間為1030.1 s時，圖中箭頭標識的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1123Ce試樣高溫共聚焦觀察實驗結果

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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.11High 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時間如表5所示，表中持續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時間逐漸增大。焊接熱輸入為100 kJ/cm時，1300 ℃以上的持續時間為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時間 (s)

Table 5Holding 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分析結果一致。

圖12

圖1223Ce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.12SEM images and EDS analyses of inclusions in 23Ce steel after electrolysis

圖13

圖1323Ce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.13SEM images and EDS of carbonitride in 23Ce steel after electrolysis

圖14

圖1423Ce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.14SEM images and EDS analyses of Ce-contained inclusions in 23Ce steel after electrolysis

3結論

(1) 隨著焊接熱輸入的增加，焊接熱影響區顯微組織逐漸從馬氏體、下貝氏體轉變為上貝氏體和粒狀貝氏體組織。在Ce含量較低時，熱輸入為50 kJ/cm時，熱影響區就出現了上貝氏體組織，而Ce含量為23×10-6的試樣，熱輸入為75 kJ/cm時熱影響區才形成了上貝氏體組織，表明適量稀土延遲了高強鋼焊接熱影響區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高強鋼的原奧氏體晶粒平均尺寸增加了75.6%；含23×10-6Ce高強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，高強鋼中的夾雜物類型發生了改變，產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鋼母材焊接熱影響區韌性更好，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--金屬學報