铈对工程机械用700 MPa级高强钢焊接性能的影响

陆 斌，陈芙蓉，刘伟建，智建国

1) 内蒙古工业大学材料科学与工程学院，呼和浩特 010051 2) 包头钢铁（集团）有限责任公司，包头 014010 3) 北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点实验室，北京 100083

钢板被广泛地应用于诸如建筑、桥梁、压力容器、储罐、管线和船舶等基础建设和大型建筑中，焊接为厚板使用加工的主要方式.然而，随着焊接热输入的提高，传统的低合金高强钢焊接热影响区性能恶化，易产生焊接冷裂纹问题，给大型钢结构的制造带来困难.为了改善焊接热影响区韧性，日本的研究人员首先提出了“氧化物冶金”的概念[1-3]，通过利用炼钢过程中生成的细小、弥散分布、成分可控的氧化物夹杂控制焊接热影响区钢的组织和晶粒度，从而改善焊接热影响区韧性.

目前，氧化物冶金技术已有较多研究，日本新日铁的HTUFF技术[4-5]、JFE的EWEL技术[6-8]和神户制钢的KST技术[9]等均成功应用，开发了如YS390、SA440等大线能量焊接用钢.国内的武钢、宝钢、东北大学等也相继进行了Nb、Ti、Ca、Mg、Zr等元素在改善厚板焊接性能方面的研究[10-13].

我国是稀土大国，经过半个多世纪的研究，稀土在钢中的作用机理和规律也取得了很大的进展，钢中加入适量稀土可以起到净化钢液、变质夹杂、微合金化等作用[14-17].此外，稀土在氧化物冶金方面的应用也有部分研究，但仅停留在实验室阶段.Thewlis利用50 kg感应炉冶炼得到的试验钢中Ce的质量分数为0.02%～0.12%，S的质量分数为0.007%～0.034%，发现钢中夹杂物主要是CeS，Ce3S4和Ce2O2S，采用面积法统计的钢中晶内针状铁素体占比超过60%[18].Yu等研究发现钢中加入适量Ce后，生成的Ce的氧硫化物颗粒能够有效促进晶内针状铁素体的形成，显著地提高了焊接热影响区韧性[19].

目前文献中报道的稀土氧化物冶金技术多通过控制钢中稀土夹杂物的细小弥散分布，一方面利用这些夹杂物钉轧晶界，抑制焊接过程中晶粒粗化；另一方面在冷却过程中诱导针状铁素体的形成，从而改善焊接热影响区韧性.然而，对于高碳当量高强厚板，除原奥氏体晶粒粗化外，焊接热影响区易生成上贝氏体、粒状贝氏体等组织，很难生成铁素体组织.因此，本文针对700 MPa级高强度厚板，研究了工业条件下钢中加入适量稀土对焊接热影响区韧性的影响及作用机理，开拓了稀土元素在氧化物冶金领域的实际应用.

1 试验材料与方法

实验用钢为包钢生产的700 MPa级高强度厚板，生产工艺为：转炉→LF精炼→RH精炼→连铸.其中，RH精炼过程中加入Ce-Fe合金.两种试验钢化学成分如表1所示，其中Ce、Ca和Mg元素采用ICP-MS测定.连铸后两种实验钢均采用相同的轧制工艺及淬火-回火工艺，实验用钢最终轧制厚度为30 mm.在调质处理后板材上取样，测定实验钢母材“V”型夏比冲击功及屈服、抗拉强度，冲击试验进行三次，拉伸试验进行两次，试验结果如表2所示.

从厚度为30 mm的调质后钢板上取样，将试样加工为10.5 mm×10.5 mm×75 mm的焊接热模拟试样，在Gleeble3500热模拟试验机上进行模拟焊接试验.采用Rykalin2D模型模拟30 mm厚钢板，模拟的焊接线能量分别为 25、50、75和100 kJ·cm-1，对应t8/3（焊接热影响区从800 ℃冷却至300 ℃所用的时间）分别为72、287、643和1148 s，峰值温度为1350 ℃，峰温停留时间为1 s.

表1 实验钢化学成分（质量分数）Table 1 Chemical composition of experimental steels%

表2 实验钢母材力学性能Table 2 Mechanical properties of experimental steels

将模拟焊接后试样加工成“V”型夏比标准冲击试样，测定各试样室温冲击功，每个热输入试样测定3次，取平均值；所得试样经线切割、预磨后使用硬度仪（THV-1MDX）测定热影响区硬度；之后将试样抛光，用硝酸体积分数为4%的酒精溶液侵蚀数秒，用光学金相显微镜（LEICA DM4M）观察显微组织，并使用带有能谱仪（Thermo NS7）的冷场发射扫描电镜（JSM-6701F）分析钢中夹杂物；重新打磨抛光后，使用饱和苦味酸水溶液+少许海鸥牌洗头膏在80 ℃恒温下侵蚀一定时间，使用光学金相显微镜原始奥氏体晶粒，拍摄20个200倍视场，并采用截线法统计原始奥氏体晶粒尺寸.

2 试验结果与讨论

2.1 焊接热影响区显微组织分析

图1和图2分别为钢A和钢B热模拟后不同热输入下焊接热影响区光学显微组织.对于无稀土的钢A，焊接热输入为25 kJ·cm-1，热影响区显微组织主要为马氏体（M）.热输入为 50 kJ·cm-1时，热影响区组织主要为上贝氏体（UB）和粒状贝氏体（GB）.热输入增加至 75 kJ·cm-1，热影响区组织为粒状贝氏体.对于含稀土的钢B，随着焊接热输入的逐渐增加，热影响区显微组织也逐渐由马氏体、下贝氏体（LB）转变为上贝氏体和粒状贝氏体.但热输入为50 kJ·cm-1时，无稀土钢中热影响区已经生成了上贝氏体组织，而稀土钢热影响区无上贝氏体组织，表明稀土推迟了上贝氏体的生成.

贝氏体组织的力学性质主要取决于贝氏体组织的形态.一般来说，上贝氏体的强度、韧性和耐磨性均低于下贝氏体，一方面是由于下贝氏体的转变温度较低，因此铁素体板条厚度更小；另一方面与上贝氏体组织相比，下贝氏体组织中的碳化物尺寸更小，数量更多，因此第二相强化效果更加强烈.晶内转变组织为上贝氏体是造成热影响区韧性恶化的主要原因之一，因此应避免热影响区形成上贝氏体.

图1 钢A不同焊接热输入试样焊接热影响区显微组织.（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

图2 钢B不同焊接热输入试样焊接热影响区显微组织.（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，合金元素能否对钢的组织转变产生影响，取决于其能否有效固溶于钢中，而固溶方式又取决于合金原子与Fe原子的原子半径.研究表明，稀土元素在钢中有微量固溶，由于Ce的原子半径比Fe原子大，所以固溶的Ce原子更容易偏聚于晶界和位错线上[16].Ce原子偏聚到晶界和位错线上后，就会对碳的扩散和碳化物的析出产生影响.过冷奥氏体的转变过程中，转变温度较高时，碳化物从相界面析出，分布在铁素体板条间，形成了羽毛状的上贝氏体，稀土通过影响碳元素的扩散和碳化物的析出推迟了上贝氏体的转变[20-21].

2.2 原奥氏体晶粒分析

图3和图4分别为钢A和钢B热模拟后不同热输入下焊接热影响区原奥氏体晶粒照片，由图可以看出，随着焊接热输入的增加，原奥氏体晶粒均逐渐变大.图5使用截线法统计了实验钢焊接热影响区原奥氏体晶粒平均尺寸.随着焊接热输入从25 kJ·cm-1增加到 100 kJ·cm-1，未 添加稀土 的钢A原奥氏体晶粒平均尺寸由45.2 μm增加到84.8 μm，而相同热输入下含稀土的钢B原奥氏体晶粒平均尺寸明显小于无稀土钢，表明钢中加入稀土Ce能够细化晶粒，抑制焊接过程中奥氏体晶粒的长大.

图3 钢A不同焊接热输入试样焊接热影响区原奥氏体晶粒照片.（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

图4 钢B不同焊接热输入试样焊接热影响区原奥氏体晶粒照片.（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

图5 实验钢原奥氏体晶粒平均尺寸Fig.5 Average sizes of prior-austenite grains in HAZ

稀土在钢中的存在状态可分为两部分，一部分是固溶的原子态，另一部分是与钢中的O、S等元素结合成的稀土夹杂物.固溶稀土对奥氏体晶粒尺寸的影响已有很多研究.林勤等[22]对未加稀土和加稀土的16Mn钢试样真空热浸蚀组织的高温金相观察表明，相同加热温度下，RE质量分数为0.0037%（固溶稀土质量分数0.0009%）的16Mn钢原奥氏体晶粒尺寸更小，采用离子探针对含稀土16Mn钢的沿晶断口分析表明，固溶稀土偏聚在晶界，其对晶界的拖拽作用能阻止晶界迁移，抑制晶粒长大.Gao等[23]、Zhao等[24]的研究结果也均表明固溶稀土能够有效抑制晶粒长大.

第二相强化是钢铁材料的一种重要的强化方式，钢中加入适量V、Nb、Ti等合金元素能够析出碳化物、氮化物，这些析出相通过钉轧晶界和位错的方式对钢材性能起到强化作用.使用Thermo-Calc软件对不添加稀土时钢凝固过程中的碳氮化物进行计算，结果如图6所示，图中黑色虚线表示模拟焊接峰值温度为1350 ℃.由图6可以看出，高强钢凝固过程中可以析出大量V、Nb、Ti和Al的碳氮化物，这些第二相粒子能够有效提高钢材性能.然而，AlN、VC和Nb(C,N)的析出温度均低于焊接峰值温度，因此这些第二相粒子无法在焊接过程中起到抑制晶粒长大的作用.尽管Ti(C,N)的析出温度高于1350 ℃，在此温度下，Ti(C,N)的析出量明显减少，大量的Ti(C,N)粒子溶解，钉轧晶界作用减弱.

图6 无稀土时高强钢凝固过程中V、Nb、Ti和Al的碳氮化物计算Fig.6 Calculations of carbonitrides of V, Nb, Ti, and Al of highstrength steel without addition of cerium

使用FactSage7.1计算钢A和钢B凝固过程中夹杂物的析出情况，计算结果如图7所示.由图7可以看出，无稀土时，只有CaS夹杂物的析出温度高于1350 ℃，加入稀土后，钢中形成大量稀土夹杂物.这些稀土夹杂物能够在焊接温度下稳定存在，起到有效抑制晶粒长大的作用.

为了分析稀土夹杂物对奥氏体晶界的钉轧作用，对钢B模拟焊接后试样焊接热影响区使用硝酸体积分数为4%的酒精溶液深腐蚀，通过冷场发射扫描电镜分析晶界上的稀土夹杂物.图8为热输入为25 kJ·cm-1的含稀土钢B试样场发射扫描电镜分析结果，图8（a）中可以看到晶界上有较多直径1～2 μm的黑色小洞，应为腐蚀过程中脱落造成；图8（b）为晶界上的稀土夹杂物，由能谱可知夹杂物成分为(CaCe)S+Al2O3，夹杂物与基体接触的部分更容易被腐蚀，因此夹杂物与基体接触的部分呈黑色.

图7 凝固过程夹杂物析出计算.（a）钢 A；（b）钢 BFig.7 Calculated inclusion precipitations: (a) steel A; (b) steel B

图8 钢 B 试样夹杂物分析（焊接热输入为 25 kJ·cm-1）.（a） 晶界上的黑色小洞；（b） 晶界上的稀土夹杂物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 力学性能分析

图9为钢A和钢B热模拟后不同焊接热输入试样室温“V”型夏比冲击功.对于无稀土的钢A，随着焊接热输入的增加，试样冲击性能大幅度下降，热输入为50 kJ·cm-1时，试样的冲击性能比热输入25 kJ·cm-1时下降了71.1%，因此对于钢A最佳的焊接热输入为25 kJ·cm-1.而对比钢A和钢B可以看出，相同热输入下，含稀土的钢B冲击性能明显优于钢A，尤其是热输入为50 kJ·cm-1时，钢B焊接热影响的冲击功比钢A高87.5 J.

图9 实验钢不同热输入下室温冲击功Fig.9 HAZ impact energy at different heats input of experimental steels

图10为钢A和钢B热模拟后焊接热影响区平均洛氏硬度，焊接热输入对焊接热影响区硬度的影响与冲击功一致，焊接热输入越大，焊接热影响区硬度越小.对比两种实验钢可知，稀土对热影响区硬度没有影响.

图10 实验钢不同热输入下焊接热影响区硬度Fig.10 HAZ hardness values at different heat inputs of experimental steels

结合钢A和钢B不同焊接热输入下热影响区的显微组织、原奥氏体晶粒尺寸和冲击韧性可知，热输入为25 kJ·cm-1时，钢A和钢B的热影响区组织均为马氏体，含稀土的钢B原奥氏体晶粒尺寸更小，因此此热输入下钢B的冲击韧性略优于钢A.热输入为50 kJ·cm-1时，无稀土的钢A的热影响区出现较多上贝氏体，含稀土的钢B的热影响区主要为马氏体和下贝氏体组织，研究表明马氏体与适量下贝氏体的混合组织具有优良的韧性[25]，显微组织和晶粒尺寸的差异导致此热输入下钢B的冲击性能明显优于钢A.因此，针对本实验用700 MPa级高强钢，稀土主要通过以下两个方面提高焊接热影响区韧性，一方面，稀土推迟了焊接过程中焊接热影响区贝氏体转变，抑制了上贝氏体的生成，另一方面，稀土抑制了焊接过程中原奥氏体晶粒的长大.

3 结论

（1）随着焊接热输入的增加，焊接热影响区显微组织逐渐从马氏体、下贝氏体转变为上贝氏体和粒状贝氏体组织.无稀土的钢A，热输入为50 kJ·cm-1时热影响区出现了上贝氏体组织，Ce的质量分数为0.0018%的钢B，热输入为75 kJ·cm-1时热影响区生成了上贝氏体组织，这表明加入适量稀土能够推迟焊接热影响区上贝氏体组织的生成.

（2）随着焊接热输入增加，原奥氏体晶粒尺寸呈增加趋势.相同热输入下，含稀土钢的原奥氏体晶粒尺寸更小，表明稀土能够抑制焊接过程中原奥氏体晶粒的长大.

（3）在焊接温度下，高强钢中VC、AlN和Nb(C,N)均会溶解，Ti(C,N)析出量也大量减少.加入稀土后，可形成较多的稀土夹杂物，这些稀土夹杂物在焊接温度下能够稳定存在，有效抑制原奥氏体晶粒长大.

（4）对于不含稀土钢，焊接热输入从25 kJ·cm-1增加到50 kJ·cm-1时，热影响区冲击功从84.8 J降至24.5 J；加入稀土后，热输入为 25 kJ·cm-1和 50 kJ·cm-1时，热影响区冲击功分别为110.0 J和112.0 J，冲击性能大幅度提高.