朱立光，張慶軍

1) 河北科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，石家莊 050018 2) 華北理工大學(xué)綜合測試分析中心，唐山 063210 3) 華北理工大學(xué)冶金與能源學(xué)院，唐山 063210

在現(xiàn)代船舶制造與海洋工程中，一般使用厚度范圍為30～100 mm的鋼板，在超大尺度的海洋工程建造中，則會(huì)使用更大厚度的鋼板.對薄規(guī)格鋼板，利用微合金化及控軋控冷工藝（Thermo mechanical control process, TMCP）技術(shù)可以滿足力學(xué)性能和焊接工藝性能要求[1].而對于厚規(guī)格鋼板，由于軋制過程芯部變形量小，組織細(xì)化不足，僅依靠傳統(tǒng)微合金化和TMCP技術(shù)難以滿足母材高強(qiáng)韌性的要求，更為嚴(yán)重的是厚度增加將顯著降低鋼板的易焊接性，提高焊接難度，增加焊接成本，延長焊接工時(shí).為縮短建造周期，降低建造成本，厚板鋼越來越多的采用高效焊接技術(shù)，即大線能量焊接技術(shù).在大線能量焊接條件下，焊縫附近金屬經(jīng)歷強(qiáng)烈的熱循環(huán)過程，熔合線附近的溫度高達(dá)1350～1500 ℃，這使焊接熱影響區(qū)粗晶熱影響區(qū)（Coarse-grained heat-affected zone, CGHAZ）的晶粒嚴(yán)重粗化[2]，形成脆化組織（魏氏體、粗大晶界鐵素體、上貝氏體及馬奧島組織），使CGHAZ低溫沖擊韌性變差，與母材相比，CGHAZ韌性損失一般為20%～30%，嚴(yán)重時(shí)可達(dá)70%～80%，威脅海洋工程和船舶的使用安全性，厚板鋼種能否適用大線能量焊接已成為產(chǎn)品是否合格的重要指標(biāo).

將氧化物冶金技術(shù)應(yīng)用于大線能量焊接用鋼的開發(fā)中，是解決大線能量焊接條件下CGHAZ韌性劣化的重要途徑.氧化物冶金技術(shù)的作用是在滿足鋼的強(qiáng)韌性要求的基礎(chǔ)上，利用在鋼中析出的夾雜物及第二相粒子，在焊接熱循環(huán)過程中有效釘扎高溫下奧氏體晶界，抑制晶粒長大，同時(shí)在焊后冷卻過程中誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體（Intragranular ferrite, IGF）的形成，通過改善焊接熱影響區(qū)的組織結(jié)構(gòu)，達(dá)到提高CGHAZ的低溫沖擊韌性的目的[3].氧化物冶金也能用于細(xì)化厚板鋼的芯部組織，滿足厚板鋼芯部強(qiáng)韌性要求.

1 氧化物冶金技術(shù)發(fā)展歷程

氧化物冶金技術(shù)能夠?qū)粼阡撝袏A雜物的性狀、分布進(jìn)行有效控制，得到成分適宜、結(jié)構(gòu)合理、彌散分布的微細(xì)“有益”夾雜物體系，一方面，有良好的高溫穩(wěn)定性釘扎原奧氏體晶界，抑制原奧氏粒長大；另一方面在連續(xù)冷卻相變過程中，成為晶內(nèi)鐵素體轉(zhuǎn)變的形核質(zhì)點(diǎn)促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的形成，有效細(xì)化晶粒從而在CGHAZ獲得良好的韌性.

自20世紀(jì)70年代開始，針對大線能量焊接用鋼氧化物冶金的技術(shù)開發(fā)及應(yīng)用，冶金和焊接專家共同努力了半個(gè)世紀(jì)，氧化物冶金技術(shù)經(jīng)歷了三個(gè)重要的發(fā)展階段，如圖1所示.第一階段氧化物冶金技術(shù)開始于1970年代，為改善焊接熱影響區(qū)韌性，適應(yīng)大線能量焊接技術(shù)，日本新日鐵公司開始研究利用TiN細(xì)化CGHAZ組織，發(fā)現(xiàn)通過利用焊接熱影響區(qū)中析出的TiN粒子可抑制高溫下奧氏體晶粒的長大，細(xì)化晶粒，顯著提高其韌性[4].

圖1 氧化物冶金技術(shù)的發(fā)展Fig.1 Development of oxide metallurgy technology

隨著焊接線能量的增加，當(dāng)焊接CGHAZ溫度達(dá)到1350 ℃以上時(shí)，TiN不能穩(wěn)定存在，TiN粒子在高溫下會(huì)發(fā)生溶解，失去對奧氏體晶粒的釘扎作用，導(dǎo)致晶粒嚴(yán)重粗化，制約了第一代氧化物冶金技術(shù)的發(fā)展.在1990年代，提出了第二代氧化物冶金技術(shù)，即利用高溫下能穩(wěn)定存在的含Ti氧化物誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體的形成，利用晶內(nèi)鐵素體交叉互鎖的組織特征，分割組織，細(xì)化晶粒，改善焊接熱影響區(qū)韌性[5-6].含Ti氧化物主要通過以下兩個(gè)方面的作用改善大線能量焊接熱影響區(qū)的低溫沖擊韌性[7-8]：一是避免通過利用TiN粒子的析出釘扎晶粒，可以進(jìn)一步降低鋼中C、N的含量，從而減少鋼中C、N化物脆化相和M-A島的產(chǎn)生，降低裂紋源的數(shù)量；二是彌散分布的細(xì)小的含Ti氧化物粒子可以通過多種機(jī)制誘發(fā)晶內(nèi)針狀鐵素體的形核，細(xì)化晶粒，而晶內(nèi)針狀鐵素體本身具有很好的韌性，能阻礙裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展.

在2003年，日本新日鐵開發(fā)了第三階段的氧化物冶金技術(shù)，即HTUFF（Super high HAZ toughness technology with fine microstructure impacted by fine particles）系列工藝技術(shù)[9]，該技術(shù)是利用在1400 ℃以上仍穩(wěn)定存在的含Mg、Ca的氧化物粒子，使之彌散分布于鋼中，對CGHAZ奧氏體晶粒長大起釘扎作用，同時(shí)促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的形成，進(jìn)一步細(xì)化晶粒.2006年，寶鋼也發(fā)展了第三代氧化物冶金技術(shù)，圍繞Mg的氧化物冶金形成了ETISD（Excellent heat affect zone toughness technology improved by use of strong deoxidizer）技術(shù)[10]，其他如神戶制鋼、川崎制鋼、鞍鋼、舞陽鋼鐵等企業(yè)也在此方面做了大量技術(shù)攻關(guān)工作，技術(shù)研究基本處于探索與熟化階段.2015年，在第三代技術(shù)的基礎(chǔ)上氧化物冶金技術(shù)又有了新的改進(jìn)，最新發(fā)展的New HTUFF技術(shù)[11]更加關(guān)注的是如何抑制晶界組織的產(chǎn)生，保證晶內(nèi)鐵素體的優(yōu)先競爭析出.

2 氧化物冶金的基礎(chǔ)研究現(xiàn)狀及存在問題

大線能量焊接用鋼開發(fā)及應(yīng)用需要構(gòu)建和完善氧化物冶金的基礎(chǔ)理論，主要包括微合金體系設(shè)計(jì)理論，多元素共存條件下微合金元素的協(xié)同與交互作用機(jī)理，全流程工藝過程中微合金元素氧化、碳氮化和硫化對夾雜物、第二相粒子生成、演化、分布規(guī)律的影響，以及夾雜物、第二相粒子的性狀及分布對CGHAZ強(qiáng)韌性提高和誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體優(yōu)先析出的作用機(jī)理.

2.1 氧化物冶金微合金體系協(xié)同機(jī)制的研究

對于大線能量焊接用鋼的合金體系，需要研究多種合金元素的作用機(jī)理及協(xié)同機(jī)制，以更好滿足其力學(xué)和焊接性能要求.第三代氧化物冶金技術(shù)是利用高溫穩(wěn)定且彌散分布的氧化物為形核質(zhì)點(diǎn)，通過氧化物控制硫化物、氮化物、碳化物的析出和分布，變質(zhì)和細(xì)化夾雜物，誘導(dǎo)晶內(nèi)針狀鐵素體的形成.Ti的氧化物和其他夾雜物復(fù)合共同作用能夠有效誘發(fā)晶內(nèi)針狀鐵素體[12]，但Ti的氧化物容易聚集形成簇狀并上浮去除，難以獲得大量可誘導(dǎo)晶內(nèi)針狀鐵素體形成的Ti2O3夾雜物[13].此外，Ti2O3粒子的粒徑也較大，也很難獲得良好的釘扎高溫下奧氏體晶界移動(dòng)的效果.Al是鋼中常見的脫氧元素，在氧化物冶金過程中用來控制氧位，得到微氧環(huán)境，不同冶煉工藝Al含量控制不同.脫氧形成Al2O3夾雜物并不能誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體，復(fù)合氧化物如MnO+Al2O3能夠有效誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體形核.B和Al能夠減少鋼中自由氮，B易偏聚在晶界上降低晶界的能量，減小晶粒長大的動(dòng)力，限制或者推遲晶界鐵素體的長大，促進(jìn)晶內(nèi)針狀鐵素體的形成.但B過量時(shí)導(dǎo)致其在夾雜物周圍偏聚，減低夾雜物的形核能力.添加B元素會(huì)改變鋼的淬透性，B的添加量應(yīng)和其他微合金元素協(xié)同考慮，一般質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制在3×10-5以下.Mg在鋼液中極易與氧結(jié)合，且MgO不易聚集[14]，Xu等[15]發(fā)現(xiàn)，焊接型用鋼中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.0027%Mg元素有效促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體形核析出，可使晶內(nèi)鐵素體的體積分?jǐn)?shù)高達(dá)55.4%.低碳鋼中Mg質(zhì)量分?jǐn)?shù)范圍在 8×10-6～2.6×10-5之間時(shí)，與晶內(nèi)鐵素體的體積分?jǐn)?shù)成正比.如果在Al-Mg-Ti復(fù)合脫氧時(shí)將MgO形成的時(shí)機(jī)控制在Al2O3和Ti2O3之間，可以弱化后兩者的附著析出與聚集，使高熔點(diǎn)復(fù)合氧化物更細(xì)小、分散，誘發(fā)形成的IGF增加[16].但是Mg在鋼液中的溶解度較小，極易氣化蒸發(fā)，因此在冶煉過程中收得率低，利用難度大.稀土元素的氧硫化物在鋼中微細(xì)分散，高溫加熱時(shí)不溶解，雖然本身不誘導(dǎo)鐵素體形核，但可作為核心促進(jìn)夾雜物的復(fù)合析出，Ce對16Mn鋼的微觀結(jié)構(gòu)和夾雜物有重要影響，最佳的Ce質(zhì)量分?jǐn)?shù)是0.02%，加Ce處理后鋼中夾雜物轉(zhuǎn)變?yōu)锳lCeO3和Ce2O2S，與α-Fe之間的錯(cuò)配度非常小，有利于IAF的高效形核[17].Nb能夠有效地降低再結(jié)晶后的晶粒尺寸，主要機(jī)理為細(xì)小的NbC析出對軋制再結(jié)晶后晶粒長大具有釘扎作用.Nb以固溶原子的形式存在時(shí)可對晶界的遷移起到拖曳作用[18]，因此當(dāng)在含有TiN的鋼中添加微量的Nb元素，可有效抑制晶界鐵素體的形成，焊接熱影響區(qū)的韌性得到改善.Mo可起到降低鋼中碳化物形成元素（如Nb元素）擴(kuò)散的作用[19]，有利于減少碳化物的形成和析出.在鋼中，Mo是重要的合金化元素.Mo作為有效地促進(jìn)鐵素體相變的合金元素，能夠抑制先共析鐵素體的形成，促進(jìn)晶內(nèi)針狀鐵素體的形成.V通常在鋼中以VC或者VN的形式存在，VC或者VN通過析出強(qiáng)化提高鋼的強(qiáng)度.在鋼中析出的VC或者VN一方面可以阻礙奧氏體晶粒的長大，另一方面可以作為鐵素體的形核核心，促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的形成[20].因此，鋼中添加V可以促進(jìn)晶粒細(xì)化，進(jìn)而提高鋼的強(qiáng)韌性.但在大線能量焊接時(shí)，因?yàn)閂（C，N）析出溫度較低，焊接冷卻速率較快，V的碳氮化物并不能充分析出.當(dāng)鋼中同時(shí)存在VN、TiN時(shí)，可有效地阻止奧氏體晶粒長大[21].同時(shí)，Mo、Nb、V、Mn等也是能夠影響奧氏體晶界行為的合金元素，合理控制合金元素加入時(shí)機(jī)與加入量，可以弱化晶界鐵素體析出，促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體優(yōu)先競爭析出[11]，這也是新一代氧化物冶金技術(shù)發(fā)展的重點(diǎn).

上述研究在微合金元素作用機(jī)理以及獲得高熔點(diǎn)夾雜物及其誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體等方面有了較大進(jìn)展，但在全流程視域下科學(xué)設(shè)計(jì)微合金元素添加種類，多種元素迭加及交互作用協(xié)同誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體形核及長大等方面還有不足.微合金體系應(yīng)全面考量各元素在全流程的作用，在冶煉、凝固過程中形成尺寸細(xì)小、分布彌散的有效誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體形成的“有益”夾雜物體系，在軋制過程中析出第二相粒子細(xì)化晶粒和組織，提高基體的強(qiáng)韌性，在焊接熱循環(huán)過程中合理釘扎奧氏體晶界，誘導(dǎo)析出晶內(nèi)鐵素體，改善CGHAZ低溫沖擊韌性，如圖2所示.

圖2 夾雜物和第二相粒子CGHAZ增韌機(jī)理Fig.2 Toughening mechanism of inclusions and second-phase particles in CGHAZ

2.2 “有益”夾雜物析出熱力學(xué)、動(dòng)力學(xué)機(jī)理研究

在冶煉、凝固過程中析出易于誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體的細(xì)小、彌散夾雜物體系是保證大線能量焊接用鋼母材和CGHAZ性能的關(guān)鍵，需要明確合金體系在冶煉、凝固過程中夾雜物析出、演化及進(jìn)入凝固界面彌散分布的熱力學(xué)、動(dòng)力學(xué)機(jī)理.已有研究表明，Ti的氧化物具有陽離子空位，鋼中的金屬原子Mn容易向含有陽離子空位的含Ti氧化物中擴(kuò)散，引起夾雜物周圍基質(zhì)中Mn含量降低，形成了貧錳區(qū)（Mn-Depleted Zone，簡稱 MDZ），進(jìn)而促進(jìn)針狀鐵素體的形成[22].Ti脫氧過程中，隨Ti含量的增加，夾雜物MnSiO3被Mn2TiO4和MnTiO3取代，最后被Ti2O3取代[23].在Al-Mg-Ti復(fù)合脫氧體系中，Mg、Al含量對Ti復(fù)合脫氧鋼中脫氧產(chǎn)物有很大影響[24].當(dāng)鋼中添加的Mg含量增加時(shí)，鋼中夾雜物會(huì)由Ti-Mn-O演變?yōu)門i-Mg-O，當(dāng)Mg含量進(jìn)一步增加時(shí)，脫氧產(chǎn)物會(huì)最終演變?yōu)镸gO.隨Al含量增加時(shí)，氧化物由Ti-Mg-O向MgA12O4轉(zhuǎn)變.對于含有V的Ti系列微合金鋼，富Ti相Ti（C，N）可作為固態(tài)相變中含V相V（C，N）的形核核心，當(dāng)含V相尺寸達(dá)到臨界尺寸時(shí)可誘導(dǎo)晶內(nèi)針狀鐵素體形核[25].圖3為部分復(fù)相夾雜物的析出及演變過程.

圖3 微氧區(qū)微合金復(fù)合脫氧過程脫氧產(chǎn)物的演化Fig.3 Evolution of deoxidation products during compound deoxidation of microalloy in micro oxygen region

除夾雜物生成的熱力學(xué)機(jī)理外，夾雜物成長的動(dòng)力學(xué)機(jī)理對氧化物冶金過程有顯著作用，夾雜物的尺寸、數(shù)量以及分布對誘導(dǎo)IGF形核有重要影響.A36鋼中1～2 μm的夾雜物對誘發(fā)IGF形成最有效，隨夾雜物尺寸增大，IGF形核概率明顯降低[26].Lee和Pan[27]通過大量的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)奧氏體晶粒尺寸在180～190 μm之間時(shí)，夾雜物尺寸在0.25～0.80 μm之間，且夾雜物數(shù)量個(gè)數(shù)在 1.0×106～1.3×107mm-3之間會(huì)最有利于晶內(nèi)鐵素體的形成.不同學(xué)者得出的促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體形核的夾雜物尺寸范圍都在同一數(shù)量級，但適合誘發(fā)IGF形核的夾雜物數(shù)量的研究仍處于實(shí)驗(yàn)階段.氧化物冶金過程中夾雜物的構(gòu)成及析出行為的研究取得了一定的進(jìn)展，但對夾雜物彌散、細(xì)小分布機(jī)理的研究還很少，夾雜物分布的研究涉及夾雜物在鋼液中的運(yùn)動(dòng)規(guī)律，夾雜物與凝固前沿的界面關(guān)系，以及凝固過程中夾雜物在凝固前沿遷移、演化的熱力學(xué)、動(dòng)力學(xué)機(jī)理及調(diào)控機(jī)制.

2.3 熱加工過程中氧化物冶金對母材和 CGHAZ組織雙重調(diào)控的研究

在熱加工過程中控制母材晶粒細(xì)化是厚板鋼高強(qiáng)韌性的關(guān)鍵，厚板鋼由于芯部軋制壓縮比的限制，存在芯部塑性變形程度小、凝固缺陷難消除，組織容易粗化的問題.在軋后冷卻過程中，還存在比較嚴(yán)重的回溫現(xiàn)象，導(dǎo)致厚度方向性能均勻性差.王國棟院士團(tuán)隊(duì)研究發(fā)現(xiàn)，通過氧化物冶金技術(shù)調(diào)控，利用夾雜物體系和二相粒子體系協(xié)同作用，在適當(dāng)溫度進(jìn)行軋制，并與冷卻控制相結(jié)合，可以獲得強(qiáng)韌性很好的本質(zhì)細(xì)晶粒鋼.該團(tuán)隊(duì)基于氧化物冶金機(jī)理，利用尺寸細(xì)小且分布彌散的Ti-Zr復(fù)合夾雜物，在熱變形過程中誘導(dǎo)針狀鐵素體形成，通過針狀鐵素體的分割作用細(xì)化軋材組織，顯著提高厚板鋼芯部的強(qiáng)韌性[28].同時(shí)，在固態(tài)相變過程中彌散析出的第二相粒子，通過細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化，保證母材的強(qiáng)韌性.例如，Nb-Ti類第二相粒子，在軋制過程中沿位錯(cuò)線析出的第二相粒子可釘扎位錯(cuò)，提高材料強(qiáng)度；沿晶界處析出的第二相粒子，對奧氏體晶粒和鐵素體晶粒的長大有一定的阻礙作用，可細(xì)化組織[29].對于Nb-V-Ti形成的第二相粒子一般在終軋溫度（800～1000 ℃）析出，由于大線能量焊接過程峰值溫度接近1400 ℃，在焊接熱循環(huán)的高溫下，第二相粒子會(huì)發(fā)生回溶，第二相粒子的回溶使熱影響區(qū)奧氏體晶粒具有長大的趨勢，調(diào)控奧氏體的晶粒大小處于有最佳誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體的尺寸范圍，促進(jìn)針狀鐵素體形成.研究表明，在復(fù)合脫氧鋼中，形成針狀鐵素體所需的最小奧氏體晶粒尺寸為55 μm[30]，當(dāng)奧氏體晶粒尺寸大于250 μm時(shí)，鋼中顯微組織主要為針狀鐵素體[31].針狀鐵素體是中溫連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，組織內(nèi)部固溶有少量的碳.針狀鐵素體轉(zhuǎn)變溫度在630～480 ℃之間，具體溫度與試樣的化學(xué)成分和冷卻速度有關(guān)[32].冷卻速率影響針狀鐵素體的形成，對冷卻速度的研究表明，在0.3～50 ℃·s-1的冷卻速度下都能得到針狀鐵素體[16]，低碳低合金鋼在10～30 ℃·s-1的冷卻速度下易形成針狀鐵素體[33].從相變動(dòng)力學(xué)的角度看，其相變溫度在貝氏體轉(zhuǎn)變溫度之上，冷卻速率介于貝氏體鐵素體和先共析鐵素體的臨界冷卻速率之間.

項(xiàng)目團(tuán)隊(duì)總結(jié)上述研究發(fā)現(xiàn)，可以利用第二相粒子具有低溫析出，高溫回溶的特點(diǎn)，軋制時(shí)在TMCP技術(shù)中發(fā)揮氧化物冶金作用，細(xì)化厚板鋼芯部組織，有望獲得全斷面均勻細(xì)晶化組織的厚規(guī)格鋼材.同時(shí)，在焊后冷卻過程中，利用夾雜物誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體形成，細(xì)化組織，提高CGHAZ低溫韌性.利用此方法可以實(shí)現(xiàn)氧化物冶金技術(shù)對母材和熱影響區(qū)組織的雙重調(diào)控，使厚板鋼兼具高強(qiáng)韌性和優(yōu)良的可焊性.因此，需要深入研究氧化物冶金微合金化和熱加工工藝的協(xié)同耦合，保證厚板母材全斷面強(qiáng)韌性，同時(shí)利用第二相粒子的低溫析出與高溫溶解的行為特點(diǎn)調(diào)控母材和熱影響區(qū)原奧氏體晶粒尺寸，實(shí)現(xiàn)厚板鋼高強(qiáng)韌性與易焊接性的同步提高.

2.4 全流程協(xié)同夾雜物誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體機(jī)理研究

關(guān)于利用鋼中夾雜物和析出物誘導(dǎo)形成晶內(nèi)鐵素體的機(jī)理，國內(nèi)外學(xué)者結(jié)合不同類型的夾雜物已經(jīng)進(jìn)行了較多的研究，但關(guān)于晶內(nèi)針狀鐵素體的形核機(jī)理仍存在分歧，尚未形成統(tǒng)一的認(rèn)識.對各種誘發(fā)形式進(jìn)行總結(jié)得出主要形核機(jī)理包括低界面能機(jī)理[34]、溶質(zhì)貧乏區(qū)機(jī)理[35]、應(yīng)力應(yīng)變能機(jī)理[36]和惰性界面能機(jī)理[37].很多研究者認(rèn)為晶內(nèi)鐵素體的形核不是單一機(jī)理起作用，在實(shí)際的脫氧過程中，往往是多種元素復(fù)合脫氧，形成復(fù)雜的復(fù)合脫氧產(chǎn)物[38]，這些脫氧產(chǎn)物的結(jié)構(gòu)和組成更復(fù)雜，其誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體的機(jī)理可能是上述多種機(jī)理共同作用的結(jié)果[28]，如圖4所示.Yamamoto等[39]提出，Ti2O3周圍析出的MnS產(chǎn)生貧錳區(qū)，Ti2O3周圍析出的TiN與針狀鐵素體間存在較低的錯(cuò)配度，兩者共同作用促進(jìn)針狀鐵素體形核.Zhao等[40]提出，在 MnS表面附著析出的（Ti、V）（C、N）與鐵素體具有較好晶格匹配，能夠更有效地促進(jìn)針狀鐵素體形成.在誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體形核長大的同時(shí)，晶界鐵素體的產(chǎn)生會(huì)降低CGHAZ的韌性，晶內(nèi)鐵素體和晶界鐵素體是競爭析出的關(guān)系，因此需減少晶界鐵素體的形成，促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的轉(zhuǎn)變.鋼中微合金體系組成與微合金含量[3,11]，熱影響區(qū)奧氏體性狀與軋制組織遺傳性[26-27]、冷卻方式和冷卻速度[33]、夾雜物與晶界面積比[13]以及晶體學(xué)因素都會(huì)影響鐵素體的優(yōu)先析出[41].可以看出，晶內(nèi)鐵素體優(yōu)先析出需要在微合金體系設(shè)計(jì)、冶煉、凝固、熱加工的全流程匹配協(xié)同，使誘導(dǎo)析出因素能夠迭加放大，拓寬氧化物冶金實(shí)現(xiàn)窗口和途徑.

圖4 復(fù)合夾雜物誘導(dǎo)IGF析出Fig.4 Precipitation of IGF induced by composite inclusions

2.5 項(xiàng)目團(tuán)隊(duì)近年研究工作進(jìn)展

筆者研究團(tuán)隊(duì)圍繞氧化物冶金技術(shù)在大線能量焊接用鋼中的應(yīng)用已經(jīng)開展了十多年的理論和實(shí)際生產(chǎn)研究.研究了“有益”夾雜物體系設(shè)計(jì)及組成、形態(tài)調(diào)控技術(shù)[42-43]、夾雜物誘導(dǎo)晶內(nèi)針狀鐵素體形核生長及晶內(nèi)鐵素體優(yōu)先析出的作用機(jī)理[44]，成功開發(fā)了性能優(yōu)異的大線能量焊接船板鋼（DH-36）并應(yīng)用于工業(yè)生產(chǎn).

以錯(cuò)配度關(guān)系為基礎(chǔ)，建立了鋼中非均質(zhì)形核源彌散化及夾雜物之間附著析出的調(diào)控機(jī)制，提出了大線能量焊接船體鋼的成分設(shè)計(jì)方案及微合金化工藝[42].研究表明，鋼中形成了大量彌散的以Al2O3為內(nèi)核、外圍依次附著MgO、Ti2O3的復(fù)合夾雜物，并以此為基底相促進(jìn)了IGF的形核與互鎖生長.微合金元素不同添加順序可以起到對夾雜物性質(zhì)、分布的調(diào)控作用，添加順序?yàn)锳l-Mg-Ti時(shí)，由于MgO形成的時(shí)機(jī)在Al2O3和Ti2O3之間，其阻止、減弱了Al2O3和Ti2O3兩者之間的吸附、聚集行為，Mg的添加使得高熔點(diǎn)復(fù)合氧化物質(zhì)點(diǎn)更分散、細(xì)小和豐富.因添加Mg形成的穩(wěn)定且彌散的高熔點(diǎn)氧化物可作為低熔點(diǎn)氧化物、硫化物和碳氮化物的異質(zhì)形核核心，從而誘導(dǎo)IGF形核，細(xì)化鋼組織，提高焊接CGHAZ韌性[16].

對Nb、V、Mo等微合金元素的作用進(jìn)行了探討并取得了初步進(jìn)展，鋼中V的碳氮化物比Nb的碳氮化物更利于誘發(fā)IGF形核，但是由于V的碳氮化物析出溫度低，而Nb的碳氮化物析出時(shí)機(jī)與奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變時(shí)機(jī)相符，因此Nb的添加更有利于改善焊接熱影響區(qū)韌性.晶內(nèi)形核區(qū)域不易偏析的Mo元素能夠有效縮小奧氏體相區(qū)，使奧氏體晶內(nèi)非均質(zhì)形核源具有誘發(fā)優(yōu)勢，抑制晶界鐵素體生成，使焊接熱影響區(qū)組織均勻細(xì)密，具有良好低溫沖擊韌性[45].

不同夾雜物之間的錯(cuò)配度導(dǎo)致夾雜物內(nèi)部累積大量位錯(cuò)和亞晶界.這些位錯(cuò)組態(tài)在剪切應(yīng)力作用下向鐵素體板條內(nèi)部滑移并發(fā)射大量新的位錯(cuò)，形成位錯(cuò)網(wǎng)，進(jìn)一步誘發(fā)二次鐵素體形核生長.從配位晶體學(xué)角度分析闡明了夾雜物誘發(fā)IGF的形核機(jī)理，夾雜物的晶系不同，但配位體結(jié)構(gòu)相似，使得夾雜物在形成初期的取向生長，并在復(fù)合夾雜物邊緣形成大量尖端結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)可為鐵素體形核提供低的界面能，促進(jìn)了IGF組織形成[46].

3 基于氧化物冶金的微合金化

鋼的微合金化是在鋼中添加微量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)通常小于0.1%）的強(qiáng)碳氮化物形成元素（如Nb、V、Ti等）進(jìn)行合金化，通過高純潔度的冶煉工藝（脫氣、脫硫及夾雜物形態(tài)控制）煉鋼，在加工過程中進(jìn)行控制軋制/控制冷卻工藝的控制，通過控制細(xì)化鋼的晶粒和碳氮化物沉淀強(qiáng)化的物理冶金過程，在熱軋狀態(tài)下獲得高強(qiáng)度、高韌性、高可焊接性、良好的成形性能等最佳力學(xué)性能配合的工程結(jié)構(gòu)材料—微合金化鋼.微合金化的物理實(shí)質(zhì)是通過元素的固溶和固態(tài)反應(yīng)影響結(jié)構(gòu)、組織和組分，從而使鋼獲得要求的性能.而在奧氏體粗化條件下，傳統(tǒng)微合金化對組織的調(diào)控存在很大局限性.例如，在大線能量焊接條件下，第二相粒子會(huì)在高溫下溶解失效，奧氏體嚴(yán)重粗化.對于厚板鋼軋制，厚板芯部組織難以采用控軋控冷工藝細(xì)化晶粒和組織.

基于氧化物冶金的微合金化與傳統(tǒng)微合金化利用固態(tài)相變中析出的微細(xì)碳氮化物釘扎晶界、沉淀強(qiáng)化的作用不同，它是利用微合金體系促進(jìn)夾雜物、第二相粒子協(xié)同作用誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體優(yōu)先析出，通過晶粒細(xì)化的機(jī)制提高鋼的強(qiáng)度和韌性.除了發(fā)揮微合金元素本身的固溶強(qiáng)化和其與C、N元素形成碳氮化物細(xì)化晶粒的作用，還要更多地著眼于在一定氧位下形成適宜的微合金元素的氧化物夾雜及在其上附著的碳氮化物、硫化物，從而形成高度彌散、均勻分布在鋼基體中容易誘發(fā)晶內(nèi)針狀鐵素體的復(fù)合夾雜物，起到二相粒子釘扎奧氏體長大、復(fù)合夾雜物誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體形核的細(xì)化晶粒和改善組織的雙重作用.此外，微合金化還能通過固溶態(tài)時(shí)對連續(xù)冷卻相變溫度的影響，進(jìn)而影響基體組織.基于氧化物冶金的微合金化是對氧化物冶金技術(shù)思想的進(jìn)一步發(fā)展，更適用于大線能量焊接用鋼的開發(fā).

基于氧化物冶金的微合金化理論將研究全流程工藝過程中微合金體系設(shè)計(jì)、夾雜物體系行為、第二相粒子作用以及協(xié)同誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體的調(diào)控機(jī)制，將氧化物冶金技術(shù)思想貫穿于大線能量焊接用鋼從設(shè)計(jì)、生產(chǎn)到焊接的全流程控制中，這一研究思想將極大促進(jìn)氧化物冶金技術(shù)的發(fā)展.

4 結(jié)論與展望

新一代大線能量焊接用鋼氧化物冶金行為和影響的研究存在一些瓶頸問題亟待突破，其核心在于基于氧化物冶金的微合金化理論及調(diào)控技術(shù)，主要包括以下幾個(gè)方面：

(1) 建立基于氧化物冶金的微合金成分設(shè)計(jì)理論.分析冶煉過程中微氧、微合金條件下相應(yīng)夾雜物匹配析出的熱力學(xué)基礎(chǔ)，揭示冶煉、凝固過程中合金加入制度的控制機(jī)理.形成系統(tǒng)考慮微合金化過程中既促進(jìn)母材強(qiáng)韌性提高，又形成“有益”夾雜物體系，細(xì)化晶粒、誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體的微合金設(shè)計(jì)的理念和方法.

(2) 揭示高熔點(diǎn)“有益”夾雜物細(xì)小彌散分布的調(diào)控機(jī)制.解析夾雜物與鋼液間的微結(jié)構(gòu)與界面性質(zhì)對夾雜物體系性狀的影響，闡明夾雜物性質(zhì)、形態(tài)、大小調(diào)控機(jī)理.明晰凝固過程中夾雜物在凝固前沿的遷移行為及調(diào)控機(jī)制，調(diào)控夾雜物在奧氏體晶內(nèi)彌散分布.

(3) 揭示氧化物冶金作用的熱加工控制機(jī)制.分析熱加工過程中夾雜物體系演化和第二相粒子析出、演化的相變熱力學(xué)、動(dòng)力學(xué)機(jī)理.協(xié)同利用熱加工過程中第二相粒子和氧化物冶金技術(shù)細(xì)化芯部組織，通過細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化的共同作用，實(shí)現(xiàn)大線能量焊接用鋼母材的高強(qiáng)韌性.

(4) 闡明焊接熱循環(huán)過程中晶內(nèi)鐵素體優(yōu)先析出機(jī)理及與CGHAZ性能間的構(gòu)效關(guān)系.研究夾雜物體系、第二相粒子體系、各合金元素的擴(kuò)散、拖曳、固溶、偏聚等效應(yīng)對大線能量焊接熱影響區(qū)的低溫韌性、易焊接性影響機(jī)制，闡釋基于氧化物冶金的微合金體系和微合金化過程對焊接熱影響區(qū)組織性能影響規(guī)律.