D0I:10.13374/h.issn1001-053x.2011.08.010 第33卷第8期 北京科技大学学报 Vol.33 No.8 2011年8月 Journal of University of Science and Technology Beijing Aug.2011 低碳微合金钢中Ti,O-MnS型复合夹杂对焊接热影响 区微观组织相变的影响 王学敏舒玮郑超超张小帆贺信莱 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:xueminwang(@126.com 摘要对比分析了两种低碳微合金钢中夹杂物对焊接热影响区组织相变的影响.对实验钢中夹杂物的分布和尺寸进行观 察并在透射电镜下分析了夹杂物的选区衍射斑图样.采用热膨胀法结合金相分析建立了实验钢的连续冷却转变曲线(CCT曲 线)和等温转变曲线(TTT曲线).研究发现，Ti脱氧钢中夹杂物以尺寸小于3um的TiO-MS型球状复合夹杂为主，其中 T0核心有两种类型(Ti203和Ti,0).这类夹杂物具有诱导晶内针状铁素体形核的能力，针状铁素体优先在T0一MS型复 合夹杂界面上形核，从而导致T脱氧钢相对于A]脱氧钢的贝氏体相变开始温度升高，相变时间也明显提前. 关键词低碳微合金钢：氧化物夹杂；针状铁素体：相变：焊接；热影响区 分类号TG142.1 Effects of Ti,O-MnS complex inclusions on the microstructure phase transforma- tion of heat affected zone in the welding of low carbon microalloyed steels WANG Xue-min,SHU Wei,ZHENG Chao-ehao,ZHANG Xiao-fan,HE Xin-ai School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:xueminwang@126.com ABSTRACT The effects of inclusions in two kinds of low carbon micro-alloy steels on the phase transformation of welding heat affect- ed zone were analyzed and compared.Inclusion distribution and size were observed and the selected area diffraction patterns (SADP) of inclusions were analyzed by transmission electron microscopy (TEM).The continuous cooling transformation curves (CCT)and iso- thermal cooling transformation curves (TTT)of the test steels were built by thermal expansion method and metallographic analysis.It is shown that the main inclusions in Ti-deoxidized steel are globular Ti,O-MnS compounds with the size smaller than 3 um,and the Ti,O cores have two types,TiO and TiO.These inclusions have the effect of inducing the nucleation of intragranular acicular ferrite.The acicular ferrite prefers to nucleate on the surface of Ti,O-MnS compounds in Ti-deoxidized steel,therefore,compared with that in Al- deoxidized steel,the bainite transformation temperature is increased and the transformation time is advanced obviously. KEY WORDS low carbon microalloyed steel:oxide inclusions:acicular ferrite:phase transformations;welding:heat affected zone 氧化物治金技术最早起源于20世纪90年代， 的焊接性，特别适合进行大线能量焊接，其焊接热影 日本学者习利用钢液凝固过程中形成的均匀分 响区的低温冲击韧性被显著改善，生产成本也大大 布、尺寸适中的高熔点氧化物夹杂能够在焊接热循 降低.各国学者B对上述技术的治炼工艺、夹杂物 环过程中有效诱导晶内针状铁素体(IAF)形核长大 特征及焊接热影响区组织等进行了大量实验研究， 的特点，进一步分割细化长大粗化了的焊接热影响 但对夹杂物与组织相变的关系还缺乏系统的分析， 区微观组织，从而达到改善焊接热影响区低温冲击 需进一步研究 韧性的目的.采用氧化物治金技术的钢种具有优良 本文从试样静态连续冷却转变曲线(CCT)、等 收稿日期：2010-1008 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(2008AA03Z501)
第 33 卷 第 8 期 2011 年 8 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 8 Aug． 2011 低碳微合金钢中 Tix O--MnS 型复合夹杂对焊接热影响 区微观组织相变的影响 王学敏 舒 玮 郑超超 张小帆 贺信莱 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: xueminwang@ 126． com 摘 要 对比分析了两种低碳微合金钢中夹杂物对焊接热影响区组织相变的影响． 对实验钢中夹杂物的分布和尺寸进行观 察并在透射电镜下分析了夹杂物的选区衍射斑图样． 采用热膨胀法结合金相分析建立了实验钢的连续冷却转变曲线( CCT 曲 线) 和等温转变曲线( TTT 曲线) ． 研究发现，Ti 脱氧钢中夹杂物以尺寸小于 3 μm 的 TixO--MnS 型球状复合夹杂为主，其中 TixO 核心有两种类型( Ti2O3 和 Ti3O5 ) ． 这类夹杂物具有诱导晶内针状铁素体形核的能力，针状铁素体优先在 TixO--MnS 型复 合夹杂界面上形核，从而导致 Ti 脱氧钢相对于 Al 脱氧钢的贝氏体相变开始温度升高，相变时间也明显提前． 关键词 低碳微合金钢; 氧化物夹杂; 针状铁素体; 相变; 焊接; 热影响区 分类号 TG142. 1 Effects of TixO-MnS complex inclusions on the microstructure phase transformation of heat affected zone in the welding of low carbon microalloyed steels WANG Xue-min ，SHU Wei，ZHENG Chao-chao，ZHANG Xiao-fan，HE Xin-lai School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: xueminwang@ 126． com ABSTRACT The effects of inclusions in two kinds of low carbon micro-alloy steels on the phase transformation of welding heat affected zone were analyzed and compared． Inclusion distribution and size were observed and the selected area diffraction patterns ( SADP) of inclusions were analyzed by transmission electron microscopy ( TEM) ． The continuous cooling transformation curves ( CCT) and isothermal cooling transformation curves ( TTT) of the test steels were built by thermal expansion method and metallographic analysis． It is shown that the main inclusions in Ti-deoxidized steel are globular TixO-MnS compounds with the size smaller than 3 μm，and the TixO cores have two types，Ti2O3 and Ti3O5 ． These inclusions have the effect of inducing the nucleation of intragranular acicular ferrite． The acicular ferrite prefers to nucleate on the surface of TixO-MnS compounds in Ti-deoxidized steel，therefore，compared with that in Aldeoxidized steel，the bainite transformation temperature is increased and the transformation time is advanced obviously． KEY WORDS low carbon microalloyed steel; oxide inclusions; acicular ferrite; phase transformations; welding; heat affected zone 收稿日期: 2010--10--08 基金项目: 国家高技术研究发展计划资助项目( 2008AA03Z501) 氧化物冶金技术最早起源于 20 世纪 90 年代， 日本学者［1--2］利用钢液凝固过程中形成的均匀分 布、尺寸适中的高熔点氧化物夹杂能够在焊接热循 环过程中有效诱导晶内针状铁素体( IAF) 形核长大 的特点，进一步分割细化长大粗化了的焊接热影响 区微观组织，从而达到改善焊接热影响区低温冲击 韧性的目的． 采用氧化物冶金技术的钢种具有优良 的焊接性，特别适合进行大线能量焊接，其焊接热影 响区的低温冲击韧性被显著改善，生产成本也大大 降低． 各国学者［3--8］对上述技术的冶炼工艺、夹杂物 特征及焊接热影响区组织等进行了大量实验研究， 但对夹杂物与组织相变的关系还缺乏系统的分析， 需进一步研究． 本文从试样静态连续冷却转变曲线( CCT) 、等 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.08.010
第8期 王学敏等：低碳微合金钢中Ti,0-MS型复合夹杂对焊接热影响区微观组织相变的影响 ·959 温转变曲线(TTT)以及夹杂物和微观组织的特征等 DL805A热膨胀仪中进行，连续冷却转变实验试样 方面对比分析了两种低碳微合金钢，探讨了氧化物 为4mm×10mm的圆柱，其实验工艺如图1(a)所 夹杂对组织相变的影响，进一步说明TiO-MnS型 示，模拟ts5=20,30,60,100,150,300和600s的 复合夹杂在焊接热循环过程中改善焊接热影响区微 焊接热循环过程冷却至900℃，然后分别以15,10， 观组织的重要作用. 5,3,2,1和0.5℃s1冷却至室温.等温冷却转变 实验试样为外径4mm、内径3mm、长度为10mm的 1实验材料及方法 圆管，其实验工艺如图1(b)所示，模拟焊接热循环 两种低碳微合金实验钢的主要化学成分如表1 过程至1000℃，以60℃·s-1的冷速分别冷却到 所示，连铸坯热轧成40mm厚钢板后从轧板上取样 700,680,630,610,590,550和530℃后，保温 加工成不同的试样.切取尺寸为10mm×10mm× 1200s,随后以同样冷速冷却到室温.上述热膨胀试 10mm的金相试样，在光学显微镜和扫描电镜 样磨抛后用3%硝酸乙醇溶液进行浸蚀，在光学显 (SEM)下对夹杂物的种类、形貌和尺寸进行观察分 微镜下观察显微组织特征，结合测出的温度一膨胀 析.金相试样表面喷碳后，在10%的硝酸乙醇溶液 量和时间一膨胀量曲线，采用切线法在热膨胀曲线 环境中萃取复型，在JEM-2010高分辨透射电镜 上确定相变温度和相变时间，最终绘制出实验钢的 (TEM)下对试样中的夹杂物进行观察和选区衍射 焊接CCT和TTT图. 分析.连续冷却转变实验和等温冷却转变实验在 表1实验钢化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of test steels % 钢种 Mn P b Als Ti Ti脱氧钢 0.1-0.2 0.28 1.46 0.012 0.0031 0.02 0.01-0.02 AI脱氧钢 0.1-0.2 0.30 1.46 0.014 0.0038 0.02 0.03-0.04 a 1320℃保温1s 1320℃保温1￥ 1s=20.30.60.100.150.300.600s 20℃·5- 1000℃ 900℃ (x=680.630.610. 60℃s 590.550.530℃ 200℃·s- 700℃保温1200 200℃· x℃保温1200s 500℃保温1200 15℃sx℃s10.5℃s 60℃·41 预热100℃ x=1.23.5.10℃"4 预热100℃ 图1热膨胀工艺曲线.(a)连续冷却转变：(b)等温冷却转变 Fig.I Curves of thermal expansion process:(a)continuous cooling transformation:(b)isothermal cooling transformation 2实验结果及分析 Al脱氧钢中，夹杂物种类以尺寸较大的A山2O,为 主.为了进一步确认夹杂物的类型，对T脱氧钢中 2.1实验钢夹杂物特征 复合夹杂物进行TEM观察分析，如图3所示.对选 实验钢中夹杂物的SEM像及能谱(EDS)分析 区衍射图标定后发现，复合夹杂物中T0的类型主 如图2所示.T脱氧钢中的夹杂形貌上呈类球状， 要包括斜方结构的T,0,和六方结构的Ti,0,·可见 整个夹杂物尺寸在3μum以下，能谱分析发现其包括 Ti脱氧钢中的夹杂物种类以Ti,O-MnS型复合夹杂 Ti、O、Mn和S等元素，是一种复合型的夹杂物.在 为主
第 8 期 王学敏等: 低碳微合金钢中 TixO--MnS 型复合夹杂对焊接热影响区微观组织相变的影响 温转变曲线( TTT) 以及夹杂物和微观组织的特征等 方面对比分析了两种低碳微合金钢，探讨了氧化物 夹杂对组织相变的影响，进一步说明 TixO--MnS 型 复合夹杂在焊接热循环过程中改善焊接热影响区微 观组织的重要作用． 1 实验材料及方法 两种低碳微合金实验钢的主要化学成分如表 1 所示，连铸坯热轧成 40 mm 厚钢板后从轧板上取样 加工成不同的试样． 切取尺寸为 10 mm × 10 mm × 10 mm 的 金 相 试 样，在光学显微镜和扫描电镜 ( SEM) 下对夹杂物的种类、形貌和尺寸进行观察分 析． 金相试样表面喷碳后，在 10% 的硝酸乙醇溶液 环境中萃取复型，在 JEM--2010 高分辨透射电镜 ( TEM) 下对试样中的夹杂物进行观察和选区衍射 分析． 连续冷却转变实验和等温冷却转变实验在 DIL805A 热膨胀仪中进行，连续冷却转变实验试样 为 4 mm × 10 mm 的圆柱，其实验工艺如图 1( a) 所 示，模拟 t8 /5 = 20，30，60，100，150，300 和 600 s 的 焊接热循环过程冷却至 900 ℃，然后分别以 15，10， 5，3，2，1 和0. 5 ℃·s － 1 冷却至室温． 等温冷却转变 实验试样为外径 4 mm、内径 3 mm、长度为 10 mm 的 圆管，其实验工艺如图 1( b) 所示，模拟焊接热循环 过程至 1 000 ℃，以 60 ℃·s － 1 的冷速分别冷却到 700，680，630，610，590，550 和 530 ℃ 后，保 温 1 200 s，随后以同样冷速冷却到室温． 上述热膨胀试 样磨抛后用 3% 硝酸乙醇溶液进行浸蚀，在光学显 微镜下观察显微组织特征，结合测出的温度--膨胀 量和时间--膨胀量曲线，采用切线法在热膨胀曲线 上确定相变温度和相变时间，最终绘制出实验钢的 焊接 CCT 和 TTT 图． 表 1 实验钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of test steels % 钢种 C Si Mn P S Nb Als Ti Ti 脱氧钢 0. 1 ～ 0. 2 0. 28 1. 46 0. 012 0. 003 1 0. 02 — 0. 01 ～ 0. 02 Al 脱氧钢 0. 1 ～ 0. 2 0. 30 1. 46 0. 014 0. 003 8 0. 02 0. 03 ～ 0. 04 — 图 1 热膨胀工艺曲线． ( a) 连续冷却转变; ( b) 等温冷却转变 Fig． 1 Curves of thermal expansion process: ( a) continuous cooling transformation; ( b) isothermal cooling transformation 2 实验结果及分析 2. 1 实验钢夹杂物特征 实验钢中夹杂物的 SEM 像及能谱( EDS) 分析 如图 2 所示． Ti 脱氧钢中的夹杂形貌上呈类球状， 整个夹杂物尺寸在 3 μm 以下，能谱分析发现其包括 Ti、O、Mn 和 S 等元素，是一种复合型的夹杂物． 在 Al 脱氧钢中，夹杂物种类以尺寸较大的 Al2O3 为 主． 为了进一步确认夹杂物的类型，对 Ti 脱氧钢中 复合夹杂物进行 TEM 观察分析，如图 3 所示． 对选 区衍射图标定后发现，复合夹杂物中 TixO 的类型主 要包括斜方结构的 Ti3O5 和六方结构的 Ti2O3 ． 可见 Ti 脱氧钢中的夹杂物种类以 TixO--MnS 型复合夹杂 为主． ·959·
·960 北京科技大学学报 第33卷 b Mn 0 Ti MnFe Fe Fe 0 12 345678 12 34 6 7 能量keV 能量keV 1 gm 2 um 图2实验钢夹杂物的SEM像及EDS谱.()Ti脱氧钢夹杂物二次电子像：(b)AI脱氧钢夹杂物背散射像 Fig.2 SEM images and EDS spectra of inclusions in test steels:(a)secondary electron image of inclusions in Ti-deoxidized steel:(b)back scatter image of inclusions in Al-deoxidized steel a 2 04 TiMn 100m 地 024 6810121416 能量keV (e) 0 L4 Mn 200nm 024 6810121416 能量keV 图3Ti脱氧钢中夹杂物的TEM像.(a),(d)明场像：(b),(e)能谱图：(c),()选区衍射图 Fig.3 TEM images of inclusions in Ti-deoxidized steel:(a),(d)bright field images:(b),(e)EDS spectra:(c),(f)selected area diffraction patterns 2.2实验钢的焊接CCT曲线以及连续冷却转变过 A脱氧钢在连续冷却过程中发生相变的冷速 程中的显微组织 区间与Ti脱氧钢基本一致，即铁素体相变区域和贝 根据实验所得的热膨胀曲线，结合不同冷速下 氏体相变区域的冷速区间分别为0.5~3℃·s-1和 的金相显微组织绘制出实验钢的焊接CCT曲线，如 0.5~15℃·s,而马氏体相变区域有所扩大，其冷 图4所示.由图可知，T脱氧钢的铁素体相变区域 速区间为5~15℃·s.同时发现，铁素体相变、贝 冷速区间为0.5~3℃s1,贝氏体相变区域冷速区 氏体相变和马氏体相变的开始温度分别在580~ 间为0.5~15℃·s,马氏体相变区域冷速区间为 640℃、530-610℃和380~420℃. 10~15℃·s.在整个实验设计的不同冷却速度 两种实验钢在连续冷却转变中相变温度的对应 下，实验钢发生铁素体相变的开始温度在620~ 关系如表2所示.表2和图4的结果表明，虽然发生 670℃，发生贝氏体相变的开始温度在580~620℃， 铁素体相变的冷速范围基本一致，但T脱氧钢的铁 发生马氏体相变的开始温度在400℃左右. 素体相变开始温度明显高于A1脱氧钢，除了铁素体
北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 图 2 实验钢夹杂物的 SEM 像及 EDS 谱． ( a) Ti 脱氧钢夹杂物二次电子像; ( b) Al 脱氧钢夹杂物背散射像 Fig． 2 SEM images and EDS spectra of inclusions in test steels: ( a) secondary electron image of inclusions in Ti-deoxidized steel; ( b) back scatter image of inclusions in Al-deoxidized steel 图 3 Ti 脱氧钢中夹杂物的 TEM 像． ( a) ，( d) 明场像; ( b) ，( e) 能谱图; ( c) ，( f) 选区衍射图 Fig． 3 TEM images of inclusions in Ti-deoxidized steel: ( a) ，( d) bright field images; ( b) ，( e) EDS spectra; ( c) ，( f) selected area diffraction patterns 2. 2 实验钢的焊接 CCT 曲线以及连续冷却转变过 程中的显微组织 根据实验所得的热膨胀曲线，结合不同冷速下 的金相显微组织绘制出实验钢的焊接 CCT 曲线，如 图 4 所示． 由图可知，Ti 脱氧钢的铁素体相变区域 冷速区间为 0. 5 ～ 3 ℃·s － 1 ，贝氏体相变区域冷速区 间为 0. 5 ～ 15 ℃·s － 1 ，马氏体相变区域冷速区间为 10 ～ 15 ℃·s － 1 ． 在整个实验设计的不同冷却速度 下，实验钢发生铁素体相变的开始温度在620 ～ 670 ℃，发生贝氏体相变的开始温度在 580 ～ 620 ℃， 发生马氏体相变的开始温度在 400 ℃左右． Al 脱氧钢在连续冷却过程中发生相变的冷速 区间与 Ti 脱氧钢基本一致，即铁素体相变区域和贝 氏体相变区域的冷速区间分别为 0. 5 ～ 3 ℃·s － 1 和 0. 5 ～ 15 ℃·s － 1 ，而马氏体相变区域有所扩大，其冷 速区间为 5 ～ 15 ℃·s － 1 ． 同时发现，铁素体相变、贝 氏体相变和马氏体相变的开始温度分别在 580 ～ 640 ℃、530 ～ 610 ℃和 380 ～ 420 ℃ ． 两种实验钢在连续冷却转变中相变温度的对应 关系如表 2 所示． 表 2 和图 4 的结果表明，虽然发生 铁素体相变的冷速范围基本一致，但 Ti 脱氧钢的铁 素体相变开始温度明显高于 Al 脱氧钢，除了铁素体 ·960·
第8期 王学敏等：低碳微合金钢中Ti,0-MS型复合夹杂对焊接热影响区微观组织相变的影响 ·961 相变以外，T脱氧钢的贝氏体相变开始温度也明显高 于A1脱氧钢，尤其是当冷却速度小于1℃·s时. 750 (a) 750 (b) 650 650 550 550 450 4 350 350 250 1510532 10.51℃/s 250 1510 3 2 105℃s 10 102 103 10 10 图4实验钢焊接CCT曲线.(aTi脱氧钢：(b)Al脱氧钢.F一铁素体，B一贝氏体，M一马氏体 Fig.4 Welding CCT curves of test steels:(a)Ti-eoxidized steel:(b)Al-deoxidized steel.F-ferrite,B-bainite,M-martensite 表2 实验钢连续冷却转变过程中的相变温度 Table 2 Phase transformation temperatures of test steels during the continuous cooling transformation process 相变温度 钢种 0.5℃s1 1℃s1 2℃·sl 3℃s 5℃s1 10℃s1 15℃s-1 Ti脱氧钢 668 640 646 一 Ta/℃ A脱氧钢 644 623 593 Ti脱氧钢 一 605 620 605 584 579 T/℃ A!脱氧钢 573 580 563 535 529 图5和图6分别是两种实验钢在模拟焊接过程 体组织（图6(a)~(c));随着冷速的增加，晶界铁 的连续冷速实验中不同冷速下的显微组织照片.由 素体面积逐渐减小，板条贝氏体束变细变窄，当冷速 于两种实验钢的相变区域基本一致，因此在不同冷 达到3℃·s时，两种实验钢的微观组织中基本己 却速度下的微观组织类型也基本类似.从金相照片 观察不到铁素体组织（图5(d)和图6(d)):当冷速 中可以看到：当冷速在0.5~2℃·s1时，Ti脱氧钢 大于3℃·s-1后，Ti脱氧钢中微观组织以粒状贝氏 的微观组织都以晶界铁素体、粒状贝氏体、板条贝氏 体、板条贝氏体和晶内针状铁素体为主，在高倍下可 体以及晶内针状铁素体为主（图5(a)~(c),而Al 以清楚地看到夹杂物上诱导形核的针状铁素体 脱氧钢的微观组织类型主要包括晶界铁素体和贝氏 (图5(d)~(g)),A1脱氧钢则主要以粒状贝氏体和 (a) b (d) 100um 100m 100μm 204m (e) (f) (g 20m 20 um 20m 图5Ti脱氧钢在不同焊接冷速下的组织金相照片.(a)0.5℃s1:(b)1℃sl:(c)2℃·s1:(d)3℃s1:(e)5℃sl:(010℃ s1:(g)15℃s1 Fig.5 Metallographs of Ti-deoxidized steel obtained at different weld cooling speeds:(a)0.5C.s;(b)ICs;(c)Cs;(d)3C. s1:(e)5℃s1:(010℃s1:(g15℃s1
第 8 期 王学敏等: 低碳微合金钢中 TixO--MnS 型复合夹杂对焊接热影响区微观组织相变的影响 相变以外，Ti 脱氧钢的贝氏体相变开始温度也明显高 于 Al 脱氧钢，尤其是当冷却速度小于 1 ℃·s － 1 时． 图 4 实验钢焊接 CCT 曲线． ( a) Ti 脱氧钢; ( b) Al 脱氧钢． F—铁素体，B—贝氏体，M—马氏体 Fig． 4 Welding CCT curves of test steels: ( a) Ti-deoxidized steel; ( b) Al-deoxidized steel． F—ferrite，B—bainite，M—martensite 表 2 实验钢连续冷却转变过程中的相变温度 Table 2 Phase transformation temperatures of test steels during the continuous cooling transformation process 相变温度 钢种 0. 5 ℃·s － 1 1 ℃·s － 1 2 ℃·s － 1 3 ℃·s － 1 5 ℃·s － 1 10 ℃·s － 1 15 ℃·s － 1 TAr3 /℃ Ti 脱氧钢 668 640 646 — — — — Al 脱氧钢 644 623 593 — — — — TBs /℃ Ti 脱氧钢 — — 605 620 605 584 579 Al 脱氧钢 — — 573 580 563 535 529 图 5 Ti 脱氧钢在不同焊接冷速下的组织金相照片． ( a) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( b) 1 ℃·s － 1 ; ( c) 2 ℃·s － 1 ; ( d) 3 ℃·s － 1 ; ( e) 5 ℃·s － 1 ; ( f) 10 ℃ ·s － 1 ; ( g) 15 ℃·s － 1 Fig． 5 Metallographs of Ti-deoxidized steel obtained at different weld cooling speeds: ( a) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( b) 1 ℃·s － 1 ; ( c) 2 ℃·s － 1 ; ( d) 3 ℃· s － 1 ; ( e) 5 ℃·s － 1 ; ( f) 10 ℃·s － 1 ; ( g) 15 ℃·s － 1 图 5 和图 6 分别是两种实验钢在模拟焊接过程 的连续冷速实验中不同冷速下的显微组织照片． 由 于两种实验钢的相变区域基本一致，因此在不同冷 却速度下的微观组织类型也基本类似． 从金相照片 中可以看到: 当冷速在 0. 5 ～ 2 ℃·s － 1 时，Ti 脱氧钢 的微观组织都以晶界铁素体、粒状贝氏体、板条贝氏 体以及晶内针状铁素体为主( 图 5( a) ～ ( c) ) ，而 Al 脱氧钢的微观组织类型主要包括晶界铁素体和贝氏 体组织( 图 6( a) ～ ( c) ) ; 随着冷速的增加，晶界铁 素体面积逐渐减小，板条贝氏体束变细变窄，当冷速 达到 3 ℃·s － 1 时，两种实验钢的微观组织中基本已 观察不到铁素体组织( 图 5( d) 和图 6( d) ) ; 当冷速 大于 3 ℃·s － 1 后，Ti 脱氧钢中微观组织以粒状贝氏 体、板条贝氏体和晶内针状铁素体为主，在高倍下可 以清楚地看到夹杂物上诱导形核的针状铁素体 ( 图 5( d) ～ ( g) ) ，Al 脱氧钢则主要以粒状贝氏体和 ·961·
·962 北京科技大学学报 第33卷 板条贝氏体组织为主（图6(d)~(g):Ti脱氧钢在 (图5(g)),而Al脱氧钢则在冷速大于5℃·s时 冷速大于10℃·s时微观组织中开始出现马氏体 就已经有了马氏体组织（图6(），(g)). a (b) (c) d 100m 100m 100um 20m 20m 20m 20,m 图6A1脱氧钢在不同焊接冷速下的组织金相照片.(a)0.5℃·s1:(b)1℃·s1:(c)2℃s1:(d)3℃·s1:(e)5℃s1:(010 ℃s1:(g15℃s1 Fig.6 Metallographs of Al-deoxidized steel obtained at different welding cooling speeds:(a)0.5℃·sl:(b)1℃·s-l:(c)2℃·sl: (d)3℃s1:(e)5℃sl:(010℃s1:(g)15℃s1 为了更加详细地观察由复合夹杂物诱导形核的 的复合夹杂，但这类夹杂物周围并没有观察到针状 晶内针状铁素体，对T脱氧钢中复合夹杂物附近的 铁素体，而是块状铁素体组织.由此可见，晶内针状 微观组织进行了高倍扫描电镜观察，如图7所示，可 铁素体的形成取决于晶内夹杂物颗粒面积，夹杂物 以明显看到从尺寸小于3m的Ti0-MnS型复合 尺寸如果太小，也就意味着相界面过小，针状铁素体 夹杂物上发散生长出的IAF板片.实验也发现Ti 很难在上面形核长大，因此只有合适的夹杂物尺寸 脱氧钢中还存在有少量由于轧制变形而形成的长条 才能满足为IAF提供形核位置的相界面回 状Mns夹杂以及部分尺寸较大的TiO,与Mns组成 综上所述，两种实验钢在模拟焊接的连续冷却 Mn Fe 1 TiO -MnS 4 4 um 能量keV 图7T脱氧钢中复合夹杂物附近的微观组织扫描照片以及夹杂物能谱分析(15℃·s1) Fig.7 SEM image of the microstructure near the complex inclusion and EDS spectra of the inclusion (15 C's"1) 转变实验中，微观组织的最大差异就在于Ti脱氧钢 氏体相变开始温度提高的主要原因 中存在由氧化物夹杂诱导形核的晶内针状铁素体， 2.3 实验钢的焊接TTT曲线以及等温冷却转变过 而1脱氧钢中则没有发现这一类组织.有学者0 程中的显微组织 认为针状铁素体生长相对独立，不成束生长，所以将 从上述实验钢焊接CCT曲线图中已经发现Ti 其定义为一种贝氏体组织.由此可见，夹杂物诱导 脱氧钢的微观组织中存在晶内针状铁素体，同时其 形核的品内针状铁素体应该是影响Tⅱ脱氧钢中贝 贝氏体相变开始温度也明显高于A!脱氧钢.为了
北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 板条贝氏体组织为主( 图 6( d) ～ ( g) ) ; Ti 脱氧钢在 冷速大于 10 ℃·s － 1 时微观组织中开始出现马氏体 ( 图 5( g) ) ，而 Al 脱氧钢则在冷速大于 5 ℃·s － 1 时 就已经有了马氏体组织( 图 6 ( f) ，( g) ) ． 图 6 Al 脱氧钢在不同焊接冷速下的组织金相照片． ( a) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( b) 1 ℃·s － 1 ; ( c) 2 ℃·s － 1 ; ( d) 3 ℃·s － 1 ; ( e) 5 ℃·s － 1 ; ( f) 10 ℃·s － 1 ; ( g) 15 ℃·s － 1 Fig． 6 Metallographs of Al-deoxidized steel obtained at different welding cooling speeds: ( a) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( b) 1 ℃·s － 1 ; ( c) 2 ℃·s － 1 ; ( d) 3 ℃·s － 1 ; ( e) 5 ℃·s － 1 ; ( f) 10 ℃·s － 1 ; ( g) 15 ℃·s － 1 为了更加详细地观察由复合夹杂物诱导形核的 晶内针状铁素体，对 Ti 脱氧钢中复合夹杂物附近的 微观组织进行了高倍扫描电镜观察，如图 7 所示，可 以明显看到从尺寸小于 3 μm 的 TixO--MnS 型复合 夹杂物上发散生长出的 IAF 板片． 实验也发现 Ti 脱氧钢中还存在有少量由于轧制变形而形成的长条 状 MnS 夹杂以及部分尺寸较大的 TiOx 与 MnS 组成 的复合夹杂，但这类夹杂物周围并没有观察到针状 铁素体，而是块状铁素体组织． 由此可见，晶内针状 铁素体的形成取决于晶内夹杂物颗粒面积，夹杂物 尺寸如果太小，也就意味着相界面过小，针状铁素体 很难在上面形核长大，因此只有合适的夹杂物尺寸 才能满足为 IAF 提供形核位置的相界面［9］． 综上所述，两种实验钢在模拟焊接的连续冷却 图 7 Ti 脱氧钢中复合夹杂物附近的微观组织扫描照片以及夹杂物能谱分析 ( 15 ℃·s － 1 ) Fig． 7 SEM image of the microstructure near the complex inclusion and EDS spectra of the inclusion ( 15 ℃·s － 1 ) 转变实验中，微观组织的最大差异就在于 Ti 脱氧钢 中存在由氧化物夹杂诱导形核的晶内针状铁素体， 而 Al 脱氧钢中则没有发现这一类组织． 有学者［10］ 认为针状铁素体生长相对独立，不成束生长，所以将 其定义为一种贝氏体组织． 由此可见，夹杂物诱导 形核的晶内针状铁素体应该是影响 Ti 脱氧钢中贝 氏体相变开始温度提高的主要原因． 2. 3 实验钢的焊接 TTT 曲线以及等温冷却转变过 程中的显微组织 从上述实验钢焊接 CCT 曲线图中已经发现 Ti 脱氧钢的微观组织中存在晶内针状铁素体，同时其 贝氏体相变开始温度也明显高于 Al 脱氧钢． 为了 ·962·
第8期 王学敏等：低碳微合金钢中Ti,0-MS型复合夹杂对焊接热影响区微观组织相变的影响 ·963· 能够更进一步地了解这类由夹杂物诱导形成的针状 保温时，组织中开始出现在夹杂物上形核的针状铁 铁素体对组织相变的影响，对两种实验钢进行了模 素体，此时尚有部分铁素体组织存在（图8(d)); 拟焊接热循环的等温冷却转变实验，其在不同淬火 590℃淬火保温后，试样微观组织以由夹杂物诱导 温度等温1200s后的显微组织照片如图8和图9所 形核的针状铁素体和贝氏体组织为主（图8(）)： 示.对于T脱氧钢来说，淬火到630~700℃的温度 当温度区间在500~550℃时，已观察不到在夹杂物 范围并且保温1200s后，微观组织以铁素体和淬火 上形核的针状铁素体，淬火保温组织由板条贝氏体 马氏体为主（图8(a),(b),(c):当淬火到610℃ 和粒状贝氏体组成（图8(），(g)和(h). d 100μm 100m 100μm 204m 20 um 20 um 20 um 20 um 图8Ti脱氧钢不同淬火温度保温1200s的组织金相照片.(a)700℃：(b)680℃：(c)630℃：(d)610℃：()590℃：()550℃：(g) 530℃：(h)500℃ Fig.8 Metallographs of Ti--deoxidized steel held at different quenching temperatures for I200s:(a)700℃；(b)680℃；(c）630℃：(d)610℃： (e)590℃：(f0550℃：(g)530℃：(h)500℃ 100m 100m 100m 100m 20m 20μm 20 20m 图9A脱氧钢不同淬火温度保温1200s的组织金相照片.(a)700℃：(b)680℃：(c)630℃：(d)610℃：(e)590℃：(0550℃：(g) 530℃：(h)500℃ Fig.9 Metallographs of Al-deoxidized steel held at different quenching temperatures for1200s:(a)700℃：(b)680℃；(c)630℃：(d)610℃： (e)590℃：(0550℃：(g)530℃：(h)500℃ 不同淬火温度保温后的微观组织照片（图8和 温度高于A!脱氧钢，这与前面所述的连续冷却转变 图9)结合等温冷却转变膨胀曲线绘制出的实验钢 实验基本一致，其发生贝氏体相变的开始时间也明 焊接TTT曲线图如图10所示.在实验所设定的 显早于A脱氧钢.对于等温冷却转变实验中T脱 700~500℃温度区间内，两种实验钢都发生了铁素 氧钢的贝氏体相变来说，从610℃开始进入贝氏体 体和贝氏体转变，T脱氧钢发生贝氏体相变的起始 相变区域，由夹杂物诱导形核的晶内针状铁素体只
第 8 期 王学敏等: 低碳微合金钢中 TixO--MnS 型复合夹杂对焊接热影响区微观组织相变的影响 能够更进一步地了解这类由夹杂物诱导形成的针状 铁素体对组织相变的影响，对两种实验钢进行了模 拟焊接热循环的等温冷却转变实验，其在不同淬火 温度等温 1 200 s 后的显微组织照片如图 8 和图 9 所 示． 对于 Ti 脱氧钢来说，淬火到 630 ～ 700 ℃的温度 范围并且保温 1 200 s 后，微观组织以铁素体和淬火 马氏体为主( 图 8( a) ，( b) ，( c) ) ; 当淬火到 610 ℃ 保温时，组织中开始出现在夹杂物上形核的针状铁 素体，此时尚有部分铁素体组织存在( 图 8 ( d) ) ; 590 ℃淬火保温后，试样微观组织以由夹杂物诱导 形核的针状铁素体和贝氏体组织为主( 图 8 ( e) ) ; 当温度区间在 500 ～ 550 ℃时，已观察不到在夹杂物 上形核的针状铁素体，淬火保温组织由板条贝氏体 和粒状贝氏体组成( 图 8( f) ，( g) 和( h) ) ． 图 8 Ti 脱氧钢不同淬火温度保温 1 200 s 的组织金相照片． ( a) 700 ℃ ; ( b) 680 ℃ ; ( c) 630 ℃ ; ( d) 610 ℃ ; ( e) 590 ℃ ; ( f) 550 ℃ ; ( g) 530 ℃ ; ( h) 500 ℃ Fig． 8 Metallographs of Ti-deoxidized steel held at different quenching temperatures for 1200 s: ( a) 700 ℃ ; ( b) 680 ℃ ; ( c) 630 ℃ ; ( d) 610 ℃ ; ( e) 590 ℃ ; ( f) 550 ℃ ; ( g) 530 ℃ ; ( h) 500 ℃ 图 9 Al 脱氧钢不同淬火温度保温 1 200 s 的组织金相照片． ( a) 700 ℃ ; ( b) 680 ℃ ; ( c) 630 ℃ ; ( d) 610 ℃ ; ( e) 590 ℃ ; ( f) 550 ℃ ; ( g) 530 ℃ ; ( h) 500 ℃ Fig． 9 Metallographs of Al-deoxidized steel held at different quenching temperatures for 1200 s: ( a) 700 ℃ ; ( b) 680 ℃ ; ( c) 630 ℃ ; ( d) 610 ℃ ; ( e) 590 ℃ ; ( f) 550 ℃ ; ( g) 530 ℃ ; ( h) 500 ℃ 不同淬火温度保温后的微观组织照片( 图 8 和 图 9) 结合等温冷却转变膨胀曲线绘制出的实验钢 焊接 TTT 曲线图如图 10 所示． 在实验所设定的 700 ～ 500 ℃温度区间内，两种实验钢都发生了铁素 体和贝氏体转变，Ti 脱氧钢发生贝氏体相变的起始 温度高于 Al 脱氧钢，这与前面所述的连续冷却转变 实验基本一致，其发生贝氏体相变的开始时间也明 显早于 Al 脱氧钢． 对于等温冷却转变实验中 Ti 脱 氧钢的贝氏体相变来说，从 610 ℃ 开始进入贝氏体 相变区域，由夹杂物诱导形核的晶内针状铁素体只 ·963·
·964· 北京科技大学学报 第33卷 在610~590℃的温度区间内存在，590℃以下时微 发生晶内针状铁素体形核的相变区域，如图10(a) 观组织以粒状贝氏体和板条贝氏体为主.由此可以 所示中LAF区域，即针状铁素体的相变温度要高于 看出，在TTT图中贝氏体相变区域的上部存在一个 其他贝氏体组织. 700a 钛脱氧钢 700 铝脱氧钢 铁素体 650 650 铁素体 纤状铁素体 ool ● 550 550 贝氏体 贝氏体 500 500 40 455055606570 40455055606570 图10实验钢焊接TTT曲线图.(a)Ti脱氧钢：(b)Al脱氧钢 Fig.10 Welding TTT curves of test steels:(a)Ti-deoxidized steel:(b)Al-deoxidized steel dation on solidification and post-solidification microstructure in low 3结论 carbon high manganese steel.IS//Int,2007,47 (9):1255 5 (1)Ti脱氧钢中的夹杂物以尺寸小于3m的 Shim J H,Cho Y W,Chung S H,et al.Nucleation of intragranu- lar ferrite at Ti2O;particle in low carbon steel.Acta Mater,1999, 类球状Ti,0一MnS型复合夹杂为主，核心部分的 47(9):2751 Ti,0包括Ti203和Ti0,两种类型. [6 Lee JL,Pan Y T.The formation of intragranular acicular ferrite in (2)Ti,0-Mns型复合夹杂物在焊接热循环过 simulated heat-affected zone.IS/J Int,1995,35 (8):1027 程中能够诱导针状铁素体优先在其表面形核，从而 ] Homma H,Ohkita S,Matsuda S,et al.Improvement of HAZ toughness in HSLA steel by introducing finely dispersed Ti-oxide. 导致T脱氧钢的贝氏体相变开始温度高于A!脱氧 Veld J,1987,66(10):301 钢，贝氏体相变开始时间也比A!脱氧钢提前. 8] Al Hajeri K F,Garcia C I,Hua M,et al.Particle-stimulated nu- cleation of ferrite in heavy steel sections.ISI Int,2006,46(8): 参考文献 1233 [1]Takamura J,Mizoguhci S.Roles of oxides in steels performance 9 Shu W,Wang X M,Li S R,et al.Influence of second-phase par- 1/Proceedings of the 6th International Iron and Steel Congress ticles containing Ti on microstructure and properties of weld-heat- ISIJ,Nagoya,1990:591 affected-gone of a microalloy steel.Acta Metall Sin,2010,46 Mizoguhci S,Takamura J.Control of oxides as inoculants//Pro- (8):997 ceedings of the 6th International Iron and Steel Congress ISIJ,Na- (舒玮，王学敏，李书瑞，等.含T复合第二相粒子对微合金钢 gya,1990:598 焊接热影响区组织和性能的影响.金属学报，2010,46(8)： B]Madariaga I,Gutierrez I.Role of the particle-matrix interface on 997) the nucleation of acicular ferrite in a medium carbon microalloyed 10]Bhadeshia H K D H,Sevensson L E,Gretoft B.A model for the steel.Acta Mater,1999,47(3):951 development of microstructure in low-alloy steel (Fe-Mn-Si-C) 4]Kikuchi N,Nabeshima S,Kishimoto Y,et al.Effect of Ti deoxi- weld deposits.Acta Metall,1985,33(7):1271
北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 在 610 ～ 590 ℃ 的温度区间内存在，590 ℃ 以下时微 观组织以粒状贝氏体和板条贝氏体为主． 由此可以 看出，在 TTT 图中贝氏体相变区域的上部存在一个 发生晶内针状铁素体形核的相变区域，如图 10( a) 所示中 IAF 区域，即针状铁素体的相变温度要高于 其他贝氏体组织． 图 10 实验钢焊接 TTT 曲线图． ( a) Ti 脱氧钢; ( b) Al 脱氧钢 Fig． 10 Welding TTT curves of test steels: ( a) Ti-deoxidized steel; ( b) Al-deoxidized steel 3 结论 ( 1) Ti 脱氧钢中的夹杂物以尺寸小于 3 μm 的 类球状 TixO--MnS 型 复 合 夹 杂 为 主，核 心 部 分 的 TixO 包括 Ti2O3 和 Ti3O5 两种类型． ( 2) TixO--MnS 型复合夹杂物在焊接热循环过 程中能够诱导针状铁素体优先在其表面形核，从而 导致 Ti 脱氧钢的贝氏体相变开始温度高于 Al 脱氧 钢，贝氏体相变开始时间也比 Al 脱氧钢提前． 参 考 文 献 ［1］ Takamura J，Mizoguhci S． Roles of oxides in steels performance / / Proceedings of the 6th International Iron and Steel Congress ISIJ，Nagoya，1990: 591 ［2］ Mizoguhci S，Takamura J． Control of oxides as inoculants / / Proceedings of the 6th International Iron and Steel Congress ISIJ，Nagoya，1990: 598 ［3］ Madariaga I，Gutierrez I． Role of the particle-matrix interface on the nucleation of acicular ferrite in a medium carbon microalloyed steel． Acta Mater，1999，47( 3) : 951 ［4］ Kikuchi N，Nabeshima S，Kishimoto Y，et al． Effect of Ti de-oxidation on solidification and post-solidification microstructure in low carbon high manganese steel． ISIJ Int，2007，47( 9) : 1255 ［5］ Shim J H，Cho Y W，Chung S H，et al． Nucleation of intragranular ferrite at Ti2O3 particle in low carbon steel． Acta Mater，1999， 47( 9) : 2751 ［6］ Lee J L，Pan Y T． The formation of intragranular acicular ferrite in simulated heat-affected zone． ISIJ Int，1995，35 ( 8) : 1027 ［7］ Homma H，Ohkita S，Matsuda S，et al． Improvement of HAZ toughness in HSLA steel by introducing finely dispersed Ti-oxide． Weld J，1987，66( 10) : 301 ［8］ Al Hajeri K F，Garcia C I，Hua M，et al． Particle-stimulated nucleation of ferrite in heavy steel sections． ISIJ Int，2006，46( 8) : 1233 ［9］ Shu W，Wang X M，Li S R，et al． Influence of second-phase particles containing Ti on microstructure and properties of weld-heataffected-zone of a microalloy steel． Acta Metall Sin，2010，46 ( 8) : 997 ( 舒玮，王学敏，李书瑞，等． 含 Ti 复合第二相粒子对微合金钢 焊接热影响区组织和性能的影响． 金属学报，2010，46 ( 8) : 997) ［10］ Bhadeshia H K D H，Sevensson L E，Gretoft B． A model for the development of microstructure in low-alloy steel ( Fe-Mn-Si-C) weld deposits． Acta Metall，1985，33( 7) : 1271 ·964·