鈰對(duì)工程機(jī)械用700 MPa級(jí)高強(qiáng)鋼焊接性能的影響

陸 斌，陳芙蓉，劉偉建，智建國(guó)

1) 內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，呼和浩特 010051 2) 包頭鋼鐵（集團(tuán)）有限責(zé)任公司，包頭 014010 3) 北京科技大學(xué)鋼鐵冶金新技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083

鋼板被廣泛地應(yīng)用于諸如建筑、橋梁、壓力容器、儲(chǔ)罐、管線(xiàn)和船舶等基礎(chǔ)建設(shè)和大型建筑中，焊接為厚板使用加工的主要方式.然而，隨著焊接熱輸入的提高，傳統(tǒng)的低合金高強(qiáng)鋼焊接熱影響區(qū)性能惡化，易產(chǎn)生焊接冷裂紋問(wèn)題，給大型鋼結(jié)構(gòu)的制造帶來(lái)困難.為了改善焊接熱影響區(qū)韌性，日本的研究人員首先提出了“氧化物冶金”的概念[1-3]，通過(guò)利用煉鋼過(guò)程中生成的細(xì)小、彌散分布、成分可控的氧化物夾雜控制焊接熱影響區(qū)鋼的組織和晶粒度，從而改善焊接熱影響區(qū)韌性.

目前，氧化物冶金技術(shù)已有較多研究，日本新日鐵的HTUFF技術(shù)[4-5]、JFE的EWEL技術(shù)[6-8]和神戶(hù)制鋼的KST技術(shù)[9]等均成功應(yīng)用，開(kāi)發(fā)了如YS390、SA440等大線(xiàn)能量焊接用鋼.國(guó)內(nèi)的武鋼、寶鋼、東北大學(xué)等也相繼進(jìn)行了Nb、Ti、Ca、Mg、Zr等元素在改善厚板焊接性能方面的研究[10-13].

我國(guó)是稀土大國(guó)，經(jīng)過(guò)半個(gè)多世紀(jì)的研究，稀土在鋼中的作用機(jī)理和規(guī)律也取得了很大的進(jìn)展，鋼中加入適量稀土可以起到凈化鋼液、變質(zhì)夾雜、微合金化等作用[14-17].此外，稀土在氧化物冶金方面的應(yīng)用也有部分研究，但僅停留在實(shí)驗(yàn)室階段.Thewlis利用50 kg感應(yīng)爐冶煉得到的試驗(yàn)鋼中Ce的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.02%～0.12%，S的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.007%～0.034%，發(fā)現(xiàn)鋼中夾雜物主要是CeS，Ce3S4和Ce2O2S，采用面積法統(tǒng)計(jì)的鋼中晶內(nèi)針狀鐵素體占比超過(guò)60%[18].Yu等研究發(fā)現(xiàn)鋼中加入適量Ce后，生成的Ce的氧硫化物顆粒能夠有效促進(jìn)晶內(nèi)針狀鐵素體的形成，顯著地提高了焊接熱影響區(qū)韌性[19].

目前文獻(xiàn)中報(bào)道的稀土氧化物冶金技術(shù)多通過(guò)控制鋼中稀土夾雜物的細(xì)小彌散分布，一方面利用這些夾雜物釘軋晶界，抑制焊接過(guò)程中晶粒粗化；另一方面在冷卻過(guò)程中誘導(dǎo)針狀鐵素體的形成，從而改善焊接熱影響區(qū)韌性.然而，對(duì)于高碳當(dāng)量高強(qiáng)厚板，除原奧氏體晶粒粗化外，焊接熱影響區(qū)易生成上貝氏體、粒狀貝氏體等組織，很難生成鐵素體組織.因此，本文針對(duì)700 MPa級(jí)高強(qiáng)度厚板，研究了工業(yè)條件下鋼中加入適量稀土對(duì)焊接熱影響區(qū)韌性的影響及作用機(jī)理，開(kāi)拓了稀土元素在氧化物冶金領(lǐng)域的實(shí)際應(yīng)用.

1 試驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用鋼為包鋼生產(chǎn)的700 MPa級(jí)高強(qiáng)度厚板，生產(chǎn)工藝為：轉(zhuǎn)爐→LF精煉→RH精煉→連鑄.其中，RH精煉過(guò)程中加入Ce-Fe合金.兩種試驗(yàn)鋼化學(xué)成分如表1所示，其中Ce、Ca和Mg元素采用ICP-MS測(cè)定.連鑄后兩種實(shí)驗(yàn)鋼均采用相同的軋制工藝及淬火-回火工藝，實(shí)驗(yàn)用鋼最終軋制厚度為30 mm.在調(diào)質(zhì)處理后板材上取樣，測(cè)定實(shí)驗(yàn)鋼母材“V”型夏比沖擊功及屈服、抗拉強(qiáng)度，沖擊試驗(yàn)進(jìn)行三次，拉伸試驗(yàn)進(jìn)行兩次，試驗(yàn)結(jié)果如表2所示.

從厚度為30 mm的調(diào)質(zhì)后鋼板上取樣，將試樣加工為10.5 mm×10.5 mm×75 mm的焊接熱模擬試樣，在Gleeble3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行模擬焊接試驗(yàn).采用Rykalin2D模型模擬30 mm厚鋼板，模擬的焊接線(xiàn)能量分別為 25、50、75和100 kJ·cm-1，對(duì)應(yīng)t8/3（焊接熱影響區(qū)從800 ℃冷卻至300 ℃所用的時(shí)間）分別為72、287、643和1148 s，峰值溫度為1350 ℃，峰溫停留時(shí)間為1 s.

表1 實(shí)驗(yàn)鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of experimental steels%

表2 實(shí)驗(yàn)鋼母材力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of experimental steels

將模擬焊接后試樣加工成“V”型夏比標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣，測(cè)定各試樣室溫沖擊功，每個(gè)熱輸入試樣測(cè)定3次，取平均值；所得試樣經(jīng)線(xiàn)切割、預(yù)磨后使用硬度儀（THV-1MDX）測(cè)定熱影響區(qū)硬度；之后將試樣拋光，用硝酸體積分?jǐn)?shù)為4%的酒精溶液侵蝕數(shù)秒，用光學(xué)金相顯微鏡（LEICA DM4M）觀(guān)察顯微組織，并使用帶有能譜儀（Thermo NS7）的冷場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（JSM-6701F）分析鋼中夾雜物；重新打磨拋光后，使用飽和苦味酸水溶液+少許海鷗牌洗頭膏在80 ℃恒溫下侵蝕一定時(shí)間，使用光學(xué)金相顯微鏡原始奧氏體晶粒，拍攝20個(gè)200倍視場(chǎng)，并采用截線(xiàn)法統(tǒng)計(jì)原始奧氏體晶粒尺寸.

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 焊接熱影響區(qū)顯微組織分析

圖1和圖2分別為鋼A和鋼B熱模擬后不同熱輸入下焊接熱影響區(qū)光學(xué)顯微組織.對(duì)于無(wú)稀土的鋼A，焊接熱輸入為25 kJ·cm-1，熱影響區(qū)顯微組織主要為馬氏體（M）.熱輸入為 50 kJ·cm-1時(shí)，熱影響區(qū)組織主要為上貝氏體（UB）和粒狀貝氏體（GB）.熱輸入增加至 75 kJ·cm-1，熱影響區(qū)組織為粒狀貝氏體.對(duì)于含稀土的鋼B，隨著焊接熱輸入的逐漸增加，熱影響區(qū)顯微組織也逐漸由馬氏體、下貝氏體（LB）轉(zhuǎn)變?yōu)樯县愂象w和粒狀貝氏體.但熱輸入為50 kJ·cm-1時(shí)，無(wú)稀土鋼中熱影響區(qū)已經(jīng)生成了上貝氏體組織，而稀土鋼熱影響區(qū)無(wú)上貝氏體組織，表明稀土推遲了上貝氏體的生成.

貝氏體組織的力學(xué)性質(zhì)主要取決于貝氏體組織的形態(tài).一般來(lái)說(shuō)，上貝氏體的強(qiáng)度、韌性和耐磨性均低于下貝氏體，一方面是由于下貝氏體的轉(zhuǎn)變溫度較低，因此鐵素體板條厚度更?。涣硪环矫媾c上貝氏體組織相比，下貝氏體組織中的碳化物尺寸更小，數(shù)量更多，因此第二相強(qiáng)化效果更加強(qiáng)烈.晶內(nèi)轉(zhuǎn)變組織為上貝氏體是造成熱影響區(qū)韌性惡化的主要原因之一，因此應(yīng)避免熱影響區(qū)形成上貝氏體.

圖1 鋼A不同焊接熱輸入試樣焊接熱影響區(qū)顯微組織.（a） 25 kJ·cm-1；（b） 50 kJ·cm-1；（c） 75 kJ·cm-1；（d） 100 kJ·cm-1Fig.1 Microstructures in HAZ of sample A after welding simulation:(a) 25 kJ·cm-1; (b) 50 kJ·cm-1; (c) 75 kJ·cm-1; (d) 100 kJ·cm-1

圖2 鋼B不同焊接熱輸入試樣焊接熱影響區(qū)顯微組織.（a） 25 kJ·cm-1；（b） 50 kJ·cm-1；（c） 75 kJ·cm-1；（d） 100 kJ·cm-1Fig.2 Microstructures in HAZ of sample B after welding simulation:(a) 25 kJ·cm-1; (b) 50 kJ·cm-1; (c) 75 kJ·cm-1; (d) 100 kJ·cm-1

通常，合金元素能否對(duì)鋼的組織轉(zhuǎn)變產(chǎn)生影響，取決于其能否有效固溶于鋼中，而固溶方式又取決于合金原子與Fe原子的原子半徑.研究表明，稀土元素在鋼中有微量固溶，由于Ce的原子半徑比Fe原子大，所以固溶的Ce原子更容易偏聚于晶界和位錯(cuò)線(xiàn)上[16].Ce原子偏聚到晶界和位錯(cuò)線(xiàn)上后，就會(huì)對(duì)碳的擴(kuò)散和碳化物的析出產(chǎn)生影響.過(guò)冷奧氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程中，轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí)，碳化物從相界面析出，分布在鐵素體板條間，形成了羽毛狀的上貝氏體，稀土通過(guò)影響碳元素的擴(kuò)散和碳化物的析出推遲了上貝氏體的轉(zhuǎn)變[20-21].

2.2 原奧氏體晶粒分析

圖3和圖4分別為鋼A和鋼B熱模擬后不同熱輸入下焊接熱影響區(qū)原奧氏體晶粒照片，由圖可以看出，隨著焊接熱輸入的增加，原奧氏體晶粒均逐漸變大.圖5使用截線(xiàn)法統(tǒng)計(jì)了實(shí)驗(yàn)鋼焊接熱影響區(qū)原奧氏體晶粒平均尺寸.隨著焊接熱輸入從25 kJ·cm-1增加到 100 kJ·cm-1，未 添加稀土 的鋼A原奧氏體晶粒平均尺寸由45.2 μm增加到84.8 μm，而相同熱輸入下含稀土的鋼B原奧氏體晶粒平均尺寸明顯小于無(wú)稀土鋼，表明鋼中加入稀土Ce能夠細(xì)化晶粒，抑制焊接過(guò)程中奧氏體晶粒的長(zhǎng)大.

圖3 鋼A不同焊接熱輸入試樣焊接熱影響區(qū)原奧氏體晶粒照片.（a） 25 kJ·cm-1；（b） 50 kJ·cm-1Fig.3 Prior-austenite grains in HAZ of sample A after welding simulation: (a) 25 kJ·cm-1; (b) 50 kJ·cm-1

圖4 鋼B不同焊接熱輸入試樣焊接熱影響區(qū)原奧氏體晶粒照片.（a） 25 kJ·cm-1；（b） 50 kJ·cm-1Fig.4 Prior-austenite grains in HAZ of sample B after welding simulation: (a) 25 kJ·cm-1; (b) 50 kJ·cm-1

圖5 實(shí)驗(yàn)鋼原奧氏體晶粒平均尺寸Fig.5 Average sizes of prior-austenite grains in HAZ

稀土在鋼中的存在狀態(tài)可分為兩部分，一部分是固溶的原子態(tài)，另一部分是與鋼中的O、S等元素結(jié)合成的稀土夾雜物.固溶稀土對(duì)奧氏體晶粒尺寸的影響已有很多研究.林勤等[22]對(duì)未加稀土和加稀土的16Mn鋼試樣真空熱浸蝕組織的高溫金相觀(guān)察表明，相同加熱溫度下，RE質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.0037%（固溶稀土質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.0009%）的16Mn鋼原奧氏體晶粒尺寸更小，采用離子探針對(duì)含稀土16Mn鋼的沿晶斷口分析表明，固溶稀土偏聚在晶界，其對(duì)晶界的拖拽作用能阻止晶界遷移，抑制晶粒長(zhǎng)大.Gao等[23]、Zhao等[24]的研究結(jié)果也均表明固溶稀土能夠有效抑制晶粒長(zhǎng)大.

第二相強(qiáng)化是鋼鐵材料的一種重要的強(qiáng)化方式，鋼中加入適量V、Nb、Ti等合金元素能夠析出碳化物、氮化物，這些析出相通過(guò)釘軋晶界和位錯(cuò)的方式對(duì)鋼材性能起到強(qiáng)化作用.使用Thermo-Calc軟件對(duì)不添加稀土?xí)r鋼凝固過(guò)程中的碳氮化物進(jìn)行計(jì)算，結(jié)果如圖6所示，圖中黑色虛線(xiàn)表示模擬焊接峰值溫度為1350 ℃.由圖6可以看出，高強(qiáng)鋼凝固過(guò)程中可以析出大量V、Nb、Ti和Al的碳氮化物，這些第二相粒子能夠有效提高鋼材性能.然而，AlN、VC和Nb(C,N)的析出溫度均低于焊接峰值溫度，因此這些第二相粒子無(wú)法在焊接過(guò)程中起到抑制晶粒長(zhǎng)大的作用.盡管Ti(C,N)的析出溫度高于1350 ℃，在此溫度下，Ti(C,N)的析出量明顯減少，大量的Ti(C,N)粒子溶解，釘軋晶界作用減弱.

圖6 無(wú)稀土?xí)r高強(qiáng)鋼凝固過(guò)程中V、Nb、Ti和Al的碳氮化物計(jì)算Fig.6 Calculations of carbonitrides of V, Nb, Ti, and Al of highstrength steel without addition of cerium

使用FactSage7.1計(jì)算鋼A和鋼B凝固過(guò)程中夾雜物的析出情況，計(jì)算結(jié)果如圖7所示.由圖7可以看出，無(wú)稀土?xí)r，只有CaS夾雜物的析出溫度高于1350 ℃，加入稀土后，鋼中形成大量稀土夾雜物.這些稀土夾雜物能夠在焊接溫度下穩(wěn)定存在，起到有效抑制晶粒長(zhǎng)大的作用.

為了分析稀土夾雜物對(duì)奧氏體晶界的釘軋作用，對(duì)鋼B模擬焊接后試樣焊接熱影響區(qū)使用硝酸體積分?jǐn)?shù)為4%的酒精溶液深腐蝕，通過(guò)冷場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡分析晶界上的稀土夾雜物.圖8為熱輸入為25 kJ·cm-1的含稀土鋼B試樣場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡分析結(jié)果，圖8（a）中可以看到晶界上有較多直徑1～2 μm的黑色小洞，應(yīng)為腐蝕過(guò)程中脫落造成；圖8（b）為晶界上的稀土夾雜物，由能譜可知夾雜物成分為(CaCe)S+Al2O3，夾雜物與基體接觸的部分更容易被腐蝕，因此夾雜物與基體接觸的部分呈黑色.

圖7 凝固過(guò)程夾雜物析出計(jì)算.（a）鋼 A；（b）鋼 BFig.7 Calculated inclusion precipitations: (a) steel A; (b) steel B

圖8 鋼 B 試樣夾雜物分析（焊接熱輸入為 25 kJ·cm-1）.（a） 晶界上的黑色小洞；（b） 晶界上的稀土夾雜物Fig.8 Inclusions in HAZ of sample B (25 kJ·cm-1 of heat input): (a) holes in grain boundaries observed; (b) rare earth inclusions in grain boundaries

2.3 力學(xué)性能分析

圖9為鋼A和鋼B熱模擬后不同焊接熱輸入試樣室溫“V”型夏比沖擊功.對(duì)于無(wú)稀土的鋼A，隨著焊接熱輸入的增加，試樣沖擊性能大幅度下降，熱輸入為50 kJ·cm-1時(shí)，試樣的沖擊性能比熱輸入25 kJ·cm-1時(shí)下降了71.1%，因此對(duì)于鋼A最佳的焊接熱輸入為25 kJ·cm-1.而對(duì)比鋼A和鋼B可以看出，相同熱輸入下，含稀土的鋼B沖擊性能明顯優(yōu)于鋼A，尤其是熱輸入為50 kJ·cm-1時(shí)，鋼B焊接熱影響的沖擊功比鋼A高87.5 J.

圖9 實(shí)驗(yàn)鋼不同熱輸入下室溫沖擊功Fig.9 HAZ impact energy at different heats input of experimental steels

圖10為鋼A和鋼B熱模擬后焊接熱影響區(qū)平均洛氏硬度，焊接熱輸入對(duì)焊接熱影響區(qū)硬度的影響與沖擊功一致，焊接熱輸入越大，焊接熱影響區(qū)硬度越小.對(duì)比兩種實(shí)驗(yàn)鋼可知，稀土對(duì)熱影響區(qū)硬度沒(méi)有影響.

圖10 實(shí)驗(yàn)鋼不同熱輸入下焊接熱影響區(qū)硬度Fig.10 HAZ hardness values at different heat inputs of experimental steels

結(jié)合鋼A和鋼B不同焊接熱輸入下熱影響區(qū)的顯微組織、原奧氏體晶粒尺寸和沖擊韌性可知，熱輸入為25 kJ·cm-1時(shí)，鋼A和鋼B的熱影響區(qū)組織均為馬氏體，含稀土的鋼B原奧氏體晶粒尺寸更小，因此此熱輸入下鋼B的沖擊韌性略?xún)?yōu)于鋼A.熱輸入為50 kJ·cm-1時(shí)，無(wú)稀土的鋼A的熱影響區(qū)出現(xiàn)較多上貝氏體，含稀土的鋼B的熱影響區(qū)主要為馬氏體和下貝氏體組織，研究表明馬氏體與適量下貝氏體的混合組織具有優(yōu)良的韌性[25]，顯微組織和晶粒尺寸的差異導(dǎo)致此熱輸入下鋼B的沖擊性能明顯優(yōu)于鋼A.因此，針對(duì)本實(shí)驗(yàn)用700 MPa級(jí)高強(qiáng)鋼，稀土主要通過(guò)以下兩個(gè)方面提高焊接熱影響區(qū)韌性，一方面，稀土推遲了焊接過(guò)程中焊接熱影響區(qū)貝氏體轉(zhuǎn)變，抑制了上貝氏體的生成，另一方面，稀土抑制了焊接過(guò)程中原奧氏體晶粒的長(zhǎng)大.

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.無(wú)稀土的鋼A，熱輸入為50 kJ·cm-1時(shí)熱影響區(qū)出現(xiàn)了上貝氏體組織，Ce的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.0018%的鋼B，熱輸入為75 kJ·cm-1時(shí)熱影響區(qū)生成了上貝氏體組織，這表明加入適量稀土能夠推遲焊接熱影響區(qū)上貝氏體組織的生成.

（2）隨著焊接熱輸入增加，原奧氏體晶粒尺寸呈增加趨勢(shì).相同熱輸入下，含稀土鋼的原奧氏體晶粒尺寸更小，表明稀土能夠抑制焊接過(guò)程中原奧氏體晶粒的長(zhǎng)大.

（3）在焊接溫度下，高強(qiáng)鋼中VC、AlN和Nb(C,N)均會(huì)溶解，Ti(C,N)析出量也大量減少.加入稀土后，可形成較多的稀土夾雜物，這些稀土夾雜物在焊接溫度下能夠穩(wěn)定存在，有效抑制原奧氏體晶粒長(zhǎng)大.

（4）對(duì)于不含稀土鋼，焊接熱輸入從25 kJ·cm-1增加到50 kJ·cm-1時(shí)，熱影響區(qū)沖擊功從84.8 J降至24.5 J；加入稀土后，熱輸入為 25 kJ·cm-1和 50 kJ·cm-1時(shí)，熱影響區(qū)沖擊功分別為110.0 J和112.0 J，沖擊性能大幅度提高.