carbide)。该κ-碳化物具有一种有规律的(ordered)的面心立方(fcc)l'12晶体结构。目前已有充分的证据显示，锰是一种强力的沃斯田铁安定化元素，而铝和碳则是形成κ-碳化物所必须的基本元素。前者(锰)可使合金具有在室温下达成高延展性所必备的面心立方(fcc)晶体结构，而后者则在这一类合金中，形成了起主要强化作用的沉淀物(strengtheningprecipitates)(κ-carbides)。因此，为了使沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金具有绝佳的强度及延展性组合值，该沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金内的锰含量最好要大于18％重量百分比，如此一来，该合金在室温下能具有一面心立方完全沃斯田铁基底，而与此同时，铝和碳含量则分别大于约7％及0.7％重量百分比。有一些近期的研究显示，当化学成分范围为铁-(17.45～35.0)锰-(7.1～12)铝-(0.7～1.2)碳(fe-(17.45～35.0)mn-(7.1～12)al-(0.7～1.2)c)(注意：本发明以下所引用的所有合金的化学成分，除非另有规定，否则皆为重量百分比)的沃斯田铁相铁锰铝碳合金，经过热轧(hot-rolled)或热锻造(hot-forged)，在摄氏1050～1200度范围进行溶液热处理1-2小时后，接着在水或油溶液中快速淬火处理降温至室温，结果得到的合金显微组织是没有任何沉淀物的单一沃斯田铁相(singleaustenite)(γ-相，γ-phase)。此淬火后状态的合金的降伏强度、极限抗拉强度、伸长率及显微硬度(microhadness)范围分别为350～540百万帕(mpa)、700～1000百万帕、56～72％及200～230维氏硬度(hv)，实际值取决于该合金的化学组成成分。虽然此淬火后状态的合金具有绝佳的延展性和良好的抗拉强度，但不幸的是，其降伏强度还是相当的低。而后续的时效处理，对改善合金的机械强度(特别是降伏强度)而言，是不可或缺的，该时效处理可促进纳米级κ-碳化物在γ-基底内的沉淀。既然κ-碳化物富含碳及铝，该κ-碳化物在过饱和沃斯田铁基底的沉淀过程，不可避免必然会涉及大量碳及各种相关合金元素的扩散过程(diffusionprocess)。因此，通常需要优化及适度的时效处理时间及/或较高的时效处理温度。先前的报告指出，在摄氏550～600度下，进行时效处理15～40小时，可以得到具有最佳强度及延展性组合值的轻量铁锰铝碳合金。经优化时效处理的铁锰铝碳合金，其降伏强度、极限抗拉强度及硬度可分别达到680～990百万帕、995～1180百万帕及350～400维氏硬度，而伸长率仍然维持在55～26.0％范围内，实际值取决于该合金的化学组成成分。依据现有的研究所示，相较于在溶液热处理状态下及快速淬火后状态下的合金，经优化时效处理的铁锰铝碳合金(碳含量小于≤1.2％)，其极限抗拉强度增强了约180～295百万帕(18～42％)，而降伏强度则增加了约330～450百万帕(83～94％)。这就清楚地显示了沉淀硬化在改良该类合金的降伏强度及显微硬度(microhardness)上，扮演着重要角色。值得注意的是，进一步延长该时效处理的时间，经常会导致粗大(coarse)κ-碳化物、肥粒铁(α)(ferrite)、规律do3相及β-锰相(β-mnphases)在沃斯田铁晶界(austenitegrainboundaries)处形成，以上这些生成物会对于这类合金的延展性产生不利影响。5.为了能更详细说明在这类轻量沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金发展中相关的重要因素，本发明列举出一些近年来发表的案例，加以详尽说明，这些例子显示了合金在机械强度方面(特别是降伏强度)，有显著改善，同时仍维持良好的延展性(伸长率大于25％)。gutierrez-urrutia及raabe的报告中指出，当铁-30.5锰-8.0铝-1.2碳(fe-30.5mn-8.0al-1.2c)这类合金，经过热轧，在摄氏1100度进行溶液热处理2小时后，接着在水中进行淬火处理，然后是在摄氏600度下，进行时效处理达24小时，则合金所具有的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别是990百万帕、1180百万帕及37％。如此可观的机械强度改良是归因于，在进行时效处理时，有高体积分率(volumefraction)且均匀分布的纳米级κ-碳化物沉淀在沃斯田铁基底中。同样地，据吴(wuetal.)等人的报告指出，铁-26锰-10铝-1.0碳(fe-26mn-10al-1.0c)合金经过热轧，在摄氏1100度进行溶液热处理1小时后，接着冷轧(cold-rolling)，并在摄氏1000退火处理15分钟，然后经过淬火处理，所得到的合金显微组织是没有任何沉淀的单一沃斯田铁相(γ-相)，而其降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别是485百万帕、820百万帕及72％。再经过摄氏550度下，进行时效处理40小时后，所得合金的显微组织变成γ相加上κ-碳化物(γ κ-carbides)。其中沉淀在沃斯田铁基底中且均匀分布的κ-碳化物，其体积分率可达约43％。更令人注目的是，该合金的机械特性进一步获得改良，其降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别是955百万帕、1040百万帕及38.2％。相较于在淬火状态下该合金的机械特性，很明显的是，由摄氏550度40小时时效处理所促进的高密度κ-碳化物沉淀，可改善极限抗拉强度达26.8％，而降伏强度更是大幅增进，高达96.9％。而在另一近期案例中，哈斯等人(haaseetal.)指出，铁-29.8锰-7.65铝-1.11碳(fe-29.8mn-7.65al-1.11c)合金，经过热轧，5小时的摄氏1150度的溶液热处理，及淬火处理后，在淬火状态下的显微组织是没有任何沉淀的单一沃斯田铁相。此淬火状态合金的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别是540百万帕、840百万帕及56％。当此淬火状态合金在摄氏550度下进行时效处理15小时后，其显微组织主要是γ相，加上在沃斯田铁基底中致密分布的纳米级κ-碳化物，其降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别是880百万帕、995百万帕及26％。当保有26％的良好伸长率时，降伏强度及极限抗拉强度改良率分别达63％及18.5％。为了让足够量的纳米级κ-碳化物沉淀于γ-相基底，同时保持晶界处没有任何沉淀及/或第二相(secondphases)，常见的做法是在摄氏550到600度范围内，进行长时间的时效处理(长达15到40小时)，而此处理程序也会促使这类轻量沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金产生大家亟欲追求的高强度(特别是降伏强度)及高延展性组合值。6.相较于以上所引用的报道，其铁锰铝碳合金内碳含量皆低于1.2重量百分比的各个代表性参考数据，请参阅两篇本发明的发明人刘增丰(tzeng-fengliu)所拥有的近期美国专利，2016年核准的us9,528,177b2，及2019核准的us10,167,528b2，其中公开了一系列最新设计的铁锰铝碳合金，其是由(23-34)锰，(6-12)铝，及(1.4-2.2)碳，而其余为铁所组成，其碳含量相对较高。此系列合金的优异特性之一就是，在经过热轧，摄氏980到1200度下的溶液热处理1小时，接着在水或冰水中进行淬火处理迅速降温至室温，则在此淬火状态下的合金显微组织已经含有在淬火时通过离相分解(spinodaldecomposition)而形成于沃斯田铁基底的高密度的纳米级κ-碳化物。此特性和所述碳含量低于1.2％的沃斯田铁相铁锰铝碳合金形成强烈对比。在碳含量较低的合金中，在溶液热处理状态下及淬火状态下，都没有观察到任何κ-碳化物。在淬火时形成的高密度纳米级κ-碳化物带来至少两种重大影响：第一种影响是，在淬火状态下合金的机械强度(特别是降伏强度)及延展性组合值，有显著改善，其降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别是865～925百万帕、1030～1155百万帕及50～65％；第二种影响是，在沃斯田铁基底中，先前已存在的高密度纳米级κ-碳化物，可使该类合金，相较于以上所述碳含量低于1.2％重量百分比的铁锰铝碳合金，只需经过相当短的时效处理时间，及较低的时效处理温度，即可获得最佳的机械特性组合。以刘增丰所公开的铁-28.6锰-9.84铝-2.05碳(fe-28.6mn-9.84al-2.05c)合金为例，在淬火状态下，高密度纳米级κ-碳化物在淬火时，已通过离相分解而形成于沃斯田铁基底中，同时在晶界处没有densitysteels”,scriptamater.,68(2013)343-347.15.[4]z.q.wu,h.ding,x.h.an,d.han,x.z.liao,“influenceofalcontentonthestrain-hardeningbehaviorofagedlowdensityfe-mn-al-csteelswithhighalcontent”,mater.sci.eng.a,639(2015)187-191.[0016][5]w.song,w.zhang,j.vonappen,r.dronskowski,w.bleck,“κ-phaseformationinfe-mn-al-causteniticsteels”,steelres.intern.,86(2015)1161-1169.[0017][6]k.lee,s.j.park,j.moon,j.y.kang,t.h.lee,h.n.han,“β-mnformationandagingeffectonthefracturebehaviorofhigh-mnlow-densitysteels”,scriptamater.,124(2016)193-197.[0018][7]e.welsch,d.ponge,s.m.hafezhaghighat,s.p.choi,m.herbig,s.zaefferer,d.raabe,“strainhardeningbydynamicslipbandrefinementinahigh-mnlightweightsteel”,actamater.,116(2016)188-199.[0019][8]h.ding,d.han,j.zhang,z.cai,z.wu,m.cai,“tensiledeformationbehavioranalysisoflowdensityfe-18mn-10al-xcsteels”,mater.sci.eng.a,652(2016)69-76.[0020][9]s.g.peng,r.b.song,z.d.tan,c.h.cai,k.guo,z.h.wang,“abrasivewearbehaviorsoflightweightausteniticfe-24mn-7al-1csteelandmn13cr2steel”,j.ironsteelres.int.,23(2016)857-866.[0021][10]j.moon,s.j.park,c.lee,h.n.han,t.h.lee,c.h.lee,“microstructureevolutionandage-hardeningbehaviorofmicroalloyedausteniticfe-30mn-9al-0.9clight-weightsteels”,metall.andmater.trans.a,48(2017)4500-4510.[0022][11]z.y.huang,a.l.hou,y.s.jiang,p.wang,q.shi,q.y.hou,x.h.liu,“reitveldrefinement,microstructure,mechanicalpropertiesandoxidationcharacteristicsoffe-28mn-xal-1c(x＝10and12wt.％)low-densitysteels”,j.ironandsteelsres.intern.,24(2017)1190-1198.[0023][12]c.haase,c.zehnder,t.ingendahl,a.bikar,f.tang,b.hallstedt,w.hu,w.bleck,d.a.molodov,“onthedeformationbehaviorofκ-carbide-freeandκ-carbide-containinghigh-mnlight-weightsteel”,actamater.,122(2017)332-343.[0024][13]j.xing,y.wei,l.hou,“anoverviewoftheeffectsofalloyingelementsonthepropertiesoflightweightfe-(15-35)mn-(5-12)al-(0.3-1.2)csteel”,jom,70(2018)929.[0025][14]j.lee,s.park,h.kim,s.j.park,k.lee,m.y.kim,p.p.madakashira,h.n.han,“simulationofκ-carbideprecipitationkineticsinagedlow-densityfe-mn-al-csteelsanditseffectsonstrengthening”,metalsandmater.int.,24(2018)702-710.[0026][15]s.w.park,j.y.park,k.m.cho,j.h.jang,s.j.park,j.moon,t.h.lee,j.h.shin,“effectofmnandconagehardeningoffe-mn-al-clightweightsteels”,metals&mater.int.,25(2019)683-696.[0027][16]j.pang,z.zhou,z.zhao,d.tang,j.liang,q.he,“tensilebehavioranddeformationmechanismoffe-mn-al-clowdensitysteelwithhighstrengthandhighplasticity”,metals,9(2019)897.[0028][17]tzeng-fengliu,“compositiondesignandprocessingmethodsofhighstrength,highductilityandhighcorrosionresistancefemnalcalloys”,us9,528,177b2/2016.[0029][18]tzeng-fengliu,“compositiondesignandprocessingmethodsofhighstrength,highductilityandhighcorrosionresistancefemnalcalloys”,us10,167,528b2/2019.[0030][19]l.bartlett,d.vanaken,“highmanganeseandaluminumsteelsforthemilitaryandtransportationindustry”,jom,66(2014)1770.[0031][20]w.evans,a.j.ramirez,k.sebeck,“investigationofhotcrackingphenomenainlightweightarmorsteelbasedonthefemnalcalloysystem”,2018ndiagvsetsymposium,aug.7-9,2018,novi,michigan.[0032]据我们所知，c.p.周(c.p.chou)和c.h.李(c.h.lee)两位，在1989年就对具有本发明沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金化学成分的这类合金的焊接进行了可能是最早的相关研究。在他们的研究中，他们检视了碳含量对两种经过钨极气体保护电弧熔接(gtaw)处理的完全沃斯田铁相的合金(fe-30mn-8.9al-1.29c及fe-29mn-9.0al-1.0c)的熔融区内凝固显微组织变化的影响。自熔焊接(autogenousweld)是焊接的一种形式，其焊接填充材料(焊丝或焊条)可以是来自已融化的母材或是其他个别成分。两合金都是由以下方法制造：非真空感应熔炼(airinductionmelting)，铸造(casting)，在摄氏1200度热锻(hot-forged)，摄氏1050度进行均质化处理(homogenized)12小时，冷轧(cold-rolled)，接着在摄氏950度进行1小时的退火处理(annealed)。实验合金的厚度为1/8英寸。在焊接前，两基础合金都具有完全沃斯田铁结构(fullyausteniticstructure)。在他们的研究中发现，碳含量对焊道熔融区内的显微组织及形态具有重大影响。对铁-30m锰-8.9铝-1.29碳(fe-30mn-8.9al-1.29c)合金而言，焊缝(接合处theweld)的热熔区具有完全沃斯田铁相(肥粒铁ferrite小于1vol.％体积百分比)，还有存在共晶区的胞状伽玛树枝状结晶(cellularγ-dendrite)和一些κ-碳化物。在此例中，熔融区的显微组织存在着典型的多分枝的树枝状结晶结构，其中一次树枝状结晶(primarydendrite)长度延伸达几百微米(大于300微米(μm))，而二次树枝状结晶臂(secondarydendritearms)的长度则是约20～40微米。值得注意的是，除了少量的共晶κ-碳化物外，一次和二次树枝状结晶胞中都没有κ-碳化物或其他沉淀物，这可能是由于在熔接过程中快速凝固所致。至于碳含量则下降到1.0重量百分比，而在熔融区内可观察到大量的肥粒铁(约10.2vol.％体积百分比)，主要是位于二次沃斯田铁树枝状结晶臂之间。很明显地，经过熔融熔接处理的焊接件(weldment)不再具有均质结构，也无法完全维持母材特性。不幸的是，在此研究中，并未提到焊接件相关的机械特性。[0033]在1990年，周先生和李先生(chouandlee)，随后又提出关于两种经由接头对接(butt-joint)自熔钨极气体保护电弧熔接(butt-jointautogenousgtaw)程序焊接的沃斯田铁合金(fe-29.3mn-8.6al-0.81c及fe-29mn-8al-1.17c)的显微组织及机械特性的报告。在下文中，这两合金将分别称之为0.81c及1.17c。先在一真空感应电炉内制备这些基础合金，接着该铸造合金，在摄氏1200度下热锻成8毫米(mm)厚，然后在摄氏1050度进行均质化处理12小时，均质化小块经冷轧成4毫米厚板子，接着在摄氏950度下，在氩气中进行1小时的退火处理，接着进行水淬火(waterquenching)。该淬火状态下基础合金的显微组织为完全沃斯田铁相。这两种淬火状态下的基础合金(0.81c及1.17c)的极限抗拉强度及伸长率分别为1040百万帕和50％以及1080百万帕和54％。相较于以上所述在溶液热处理及淬火状态下碳含量小于≤1.2％的铁锰铝碳合金，这两类合金的极限抗拉强度及伸长率组合值正好落在范围之内。不幸的是，文中并未提及这些合金的降伏强度。然而，从沃斯田铁基底中并未观察到κ-碳化物此一事实来判断，我们可以合理预期降这两类合金的降伏强度会非常近似于那些经过溶液热处理及淬火的碳含量小于≤1.2％铁锰铝碳合金，亦即上文中所引述350～540百万帕。在自熔钨极气体保护电弧熔接程序后，对接焊接的熔融区的显微组织具有非常类似以上所述多分枝的树枝状结晶结构(dendriticstructure)的一般特性。也就是说，一次树枝状结晶长度延伸达几百微米(大于300微米)，而除了少量的共晶κ-碳化物外，在一次和二次沃斯田铁树枝状结晶胞中都没有κ-碳化物或其他沉淀物出现，同时还观察到在0.81c及1.17c合金的熔融区中分别有约5及0.5体积百分比的肥粒铁相。在经过摄氏1050度下5到240分钟的焊后热处理(post-weldingheat-treated,pwht)，在一次和二次沃斯田铁树枝状结晶胞中仍然没有出现沉淀物。在焊后热处理接头对接的样本进行抗拉测试(tensiletests)，结果显示0.81c合金的极限抗拉强度及伸长率可分别达到930百万帕及25％，而1.17c合金的极限抗拉强度及伸长率则分别为900百万帕及19％。很显然地，焊后状态下的铁锰铝碳焊接件的极限抗拉强度值可保留将近90％基础合金的极限抗拉强度值，而伸长率则是严重恶化，从54％(母材)降到约20％。另外，值得注意的是，该研究并未调查基础合金及接头对接焊接两者样本的降伏强度。然而，如上所述，在熔融区内沃斯田铁树枝状结晶胞中没有纳米级沉淀物出现一事，表示所得焊接件具有低的降伏强度。这些结果显示以上处理是无法达成改良该焊后状态下焊接件其降伏强度的目标。结果，直到2017-2019年，开发特殊的熔融熔接用沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金焊条，仍被视为是此一领域中最迫切的任务。[0034]基于以上所述周及李先生的两篇研究，有数个要点值得注意：[0035](1)在他们的研究中，起先使用的基础合金在溶液热处理及淬火状态下，都是完全沃斯田铁相。换句话说，在沃斯田铁基底中没有强化沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金所需的κ-碳化物。特别是熔融熔接显然会大幅地改变熔融区的显微组织，将均质单相的沃斯田铁基底转变成树枝状结晶结构，在树枝状结晶间区域伴随有肥粒相及共晶相(例如γ加κ-碳化物,γ κ-carbid)形成。此外，在焊接件的熔融区内，一次和二次沃斯田铁树枝状结晶胞中都没有κ-碳化物沉淀。这明显指出熔融区内的显微组织和基础合金的显微组织会截然不同，即便是双方都具有相同的化学组成成分。因此，所获得焊接件其机械特性，若仅从基础合金及焊条的化学组成成分判断，某种程度上仍是无法预测。[0036](2)如上所述，对这类合金而言，要获得优异的强度(特别是降伏强度)及延展性组合值，均匀地散布在沃斯田铁基底的高密度纳米级κ-碳化物是不可或缺的必要条件。所以在焊接时，焊接件最终机械特性取决于熔融熔接如何影响在熔融区及热影响区两者内κ-碳化物的变化及分布。直观而言，某人可以预期这些可能会发生的状况，会非常类似其他沉淀硬化型合金(例如aa7075铝合金)所遭遇过的情况，像是普遍发生在熔融区及热影响区内严重的软化现象。严重软化现象会发生的主要原因是在于具强化作用的纳米级沉淀物发生溶解、粗化及/或转变为其他效用较差的非共格相(incoherentphase)。这类问题在使用熔融熔接接合各类沉淀硬化型合金时仍是重大挑战，尽管致力于解决这些问题，相关的各种广泛研究和开发已经持续进行超过50年了。然而，如2017年时霍尔和葛斯(howellandgerth)所指出，直到今时今日，还是没有可正式用于这类“在时效状态下”(intheagedstate)轻量沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的双面点焊(directwelding)。在使用熔融熔接去接合经时效处理的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金时缺乏可行的解决方案，这就成为一重大阻碍，使得这类合金无法在各种工业领域被广泛应用。[0037]作为初次试验，2018年时，赛贝克(sebecketal.)等人提出了关于一种精炼的时效硬化铁-30锰-9铝-1硅-0.9碳-0.5钼(fe-30mn-9al-1si-0.9c-0.5mo)合金，经由气体遮护金属电弧熔接(gasmetalarcwelding,gmaw)，双v型凹槽对接(doubleveegroovebutt)，使用商用316lsi沃斯田铁不锈钢(austeniticstainlesssteel)焊条(组成成分为(11～14)镍，(18～20)铬，(1.0～2.5)锰，(2.0～3.0)，钼，(0.65～1)硅，其余成分为铁)，进行焊接的结果。母材经由摄氏1204度下热轧成约12.7毫米(约0.5英寸)，摄氏1050度下溶液热处理2小时，接着是淬火处理。报告中并未提及此淬火后母材的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率，然而，其硬度约为210hv维氏硬度。经过摄氏538度下30小时的时效处理后，所得母材的显微组织为完全沃斯田铁相，同时可见κ-碳化物均匀形成于沃斯田铁基底和晶界处。经时效处理的母材，典型的降伏强度、极限抗拉强度、伸长率及硬度分别为800百万帕、827百万帕、36％及大约360维氏硬度。在该研究中，因为使用的金属焊料为316lsi，并未明确描述熔融区的显微组织，而所得焊接件的降伏强度及伸长率分别显著下降至350～400百万帕和23～5％，显然远远不够，无法令人满意。因此，该研究中特别强调了一点：开发用于沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金之特殊金属焊料，有其必要。[0038]从以上所述现存有限的文献及研究报告可以确定，时至今日，本领域所进行的研究仍然缺乏一套完整全面的计划，也尚未找出可解决焊接时遭遇的相关问题，适用于此类备受期待沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的焊条。然而，基于从这些先前研究所获得的片段资料，有一个特别值得注意的基本问题：由于在熔融熔接时，合金成分具有快速加热，再熔解，再凝固及再分配的性质，因此通过焊条合金成分的设计，控制显微组织的变化，以避免熔融区的严重软化，这些问题点都必须要解决。特别是对沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金而言，最重要的强化成分就是高密度的纳米级κ-碳化物，先前研究已发现此碳化物能否形成在熔融区的沃斯田铁树枝状结晶胞中，会因为再熔解及快速冷却的程序，而受到严重抑制。因此，找出具有适当合金成分设计的焊条以处理此一问题此事就至关重要，同时又迫切需要。在发展沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金熔融熔接用金属焊料时所要面对的挑战，近似于那些沉淀硬化型铝合金在熔融熔接时所遭遇的到的问题，因此调查研究沉淀硬化型铝合金在熔融熔接所发生的重大问题，会使我们能藉由过去经验而得到启发。[0039]在众多铝合金中，沉淀硬化型铝合金7075(aa7075)是最受航空空业以及军方所青睐的，因为它具有优异比强度(specificstrength)、破裂特性及高成型性。aa7075通常会包含各式各样的合金元素，其化学成分范围如下：铝-(5-6.5)锌-(1.6-2.9)镁-(1.2-2.0)铜-(0-0.3)锰-(0-0.28)c铬-(0-0.5)铁-(0-0.15)钛-(0-0.4)硅(al-(5-6.5)zn-(1.6-2.9)mg-(1.2-2.0)cu-(0-0.3)mn-(0-0.28)cr-(0-0.5)fe-(0-0.15)ti-(0-0.4)si)。为了使aa7075铝合金获得理想的机械特性，最广为使用的热处理方法是t6及/或t651。t6是热处理合金常用的热处理代码，包含下列程序：具有面心立方结构(face-centered-cubic,fcc)的α-固溶液相领域内溶液热处理，接着快速淬火降温到室温，和后续的人工时效(artificialaging)处理。对aa7075铝合金而言，t6最常见的人工时效处理是在摄氏110～120度下进行16～24小时的时效处理。另一代码t651则是指在t6处理之后，对产品进一步进行应力消除(stressrelief)。aa7075铝合金的沉淀硬化程序会随着一定温度下时效处理一段时间的结果而变化，其内容摘要如下：过饱和α-固溶液(supersaturatedα-solid-solution)至gp区(gpzones)至介稳η′‑相(metastableη′‑phase)至平衡η-相(equilibriumη-phase)。gp区和面心立方结构的α-基底为完全共格，而η′沉淀物和α-基底则只有半共格，但两者都形成于铝晶粒中。在此合金系统中，由于和基底间全共格(或半共格)的特性，均匀分布的纳米级gp区和η′沉淀物是造成时效硬化及强化的主要因子。虽然确切数值要视详细组成成分而定，但经过标准t6及/或t651处理的aa7075铝合金，其典型降伏强度、极限抗拉强度、伸长率及硬度分别459-539百万帕、510-597百万帕、8.5～14.6％及157～180维氏硬度。[0040]延长时效处理时间或增加时效处理温度(例如过时效overaging)会促进η沉淀物的平衡在分散相粒子(dispersoids)/基底间界面及晶界非均相地形成，而代价则是gp区和η沉淀物会消失。由于η沉淀物不只是变得更粗化，同时还和基底非共格，所以过时效无可避免会造成硬度、机械强度及延展性大幅下降。然而，尽管在过去数十年中，对沉淀硬化型aa7075铝合金的熔融熔接有非常广泛的研究开发，但并没有找出可彻底解决下列问题的方法，例如熔融区内强度(硬度)的显著减损、沿着焊道方向和熔融区/焊接热影响区间界面发生的凝固裂纹及液化裂纹、孔洞(porosity)等，这些都是使用传统熔融熔接法焊接aa7075铝合金时会发生的一些常见问题。在下文中，我们会将一些近期出版且具代表性的，使用自动熔接及/或异质材料所制成焊条相关的研究中提及如何处理这些问题的最新进展，做一简要总结。[0041]如上所述，经过标准t6及/或t651程序处理后，aa7075铝合金母材的基底中含有高密度的纳米级gp区和η沉淀物。然而，不管是使用自动熔接及/或异质材料焊条(例如er5356(铝-(4.5-5.5wt.％)镁),er4043(铝-(4.5-6.0wt.％)硅)，er5356(al-(4.5-5.5wt.％)mg),er4043(al-(4.5-6.0wt.％)si))，在熔融熔接后，熔融区的显微组织一般是由典型的树枝状结晶结构，加上少量在共晶区和硬化纳米级gp区(hardeningnano-sizedgpzones)内的大共晶沉淀物(例如薄片层状的ηmg(zncual)2和θ(al2cu))，而原先存在于母材中的η′沉淀物会完全溶解于熔融区内。其中在焊接热影响区内的硬化gp区和η′沉淀物也会溶解，或是转变为较不硬的η′沉淀物。结果是，在焊后状态下(as-weldedcondition)的焊接件，其熔融区和焊接热影响区会严重软化，其硬度分别只剩原先母材硬度的50-67％及67-87％。很显然地，熔融区的软化程度和焊接热影响区相比看起来更明显。同时，由于在熔融熔接过程中合金元素会重新分布，焊后热处理显然无法有效改善合金的显微偏析(micro-segregation)情况，所以在焊后状态及焊后时效状态下，焊接熔融区仍然是最脆弱的区域。此外，由于输入的高热所引发的热应力(thermalstress)及凝固收缩(solidificationshrinkage)，自动熔融熔接(autogenousfusionwelding.)期间，在焊接区内总是可测得凝固裂纹。在这方面，为了减少凝固裂纹的发生，常使用异质填充材料(fillermaterials)，以降低合金的易裂性(cracksensitivity)。然而，在使用异质填充材料降低合金易裂性的同时，原先存在于aa7075铝合金内的强化合金物质的浓度也下降了。如此一来，不但是合金在焊后状态时强度(或硬度)会大幅降低，合金对焊后热处理的反应性也会变差，这会导致熔合线(fusionline)(例如邻近熔融区/焊接热影响区交界处)附近出现如液化裂纹及孔洞等各种缺陷。因此，由于以上所述三种伴随着熔融熔接出现的主要障碍，对焊后状态下的aa7075铝合金几乎都不会进行任何抗拉测试。事实上，直到最近(2019年)，沉淀硬化型aa7075铝合金仍被视为一种无法使用传统熔融熔接法加以焊接的合金。[0042]为了进一步处理aa7075铝合金在熔融熔接时所引发的裂纹问题，最近(2019)有研究者提出两篇调查报告。伊佩克奥卢(ipekoglu)和肯使用了er5356焊条及低温金属传输气体遮护金属电弧熔接法(coldmetaltransfergmaw,cmt-gmaw)，对两厘米厚的aa7075-t6合金板进行焊接。低温金属传输程序的主要特色包括对材料沉积的可控性以及低热输入量，所以据以推测可能可以抑制热裂纹的形成。然而，虽然裂纹消失消失了，研究者却观察到在熔融区出现大孔(largepores)。此外，还观察到在熔融区内的纳米级gp区和η沉淀物会完全溶解，以及在焊接热影响区内沉淀物会有η′→η的转变。结果，合金的降伏强度、极限抗拉强度、伸长率及硬度严重恶化，分别从539百万帕、597百万帕、14.6％及175维氏硬度，降为无法估量(例如不具降伏强度)、312百万帕、0.03％及65维氏硬度(仅有母材的37.1％)。一般认为，焊接件内出现的大量大孔是造成脆性破裂(brittlefracture)的原因。如此看来，虽然低温金属传输法具有可以修复由熔融熔接所引发的裂纹，但此方法有孔洞形成的问题，会造成延展性(伸长率)显著下滑，而严重的软化问题，仍有待解决。[0043]另一方面，在2019年索科洛克等人(sokoluketal.)，则使用了一种新开发，用于焊接aa7075合金的焊条，其是将大约1.7体积百分比碳化钛(tic)纳米颗粒(尺寸约为40-60纳米)混合加入aa7075合金(铝-6.4锌-3.2镁-1.2铜-0.15铬)(al-6.4zn-3.2mg-1.2cu-0.15cr)内。他们的报告显示在焊条中添加碳化钛纳米颗粒，显然会导致下列各个非常重要特性发生：(1)在电弧熔接后的凝固程序期间，碳化钛纳米颗粒的出现，会显著减缓在前方的凝固，因此降低树枝状晶粒(dendriticgrain)生长的速度。这减缓的树枝状晶粒生长速度反过来会使熔融区发生的凝固显微组织，成为细小球形晶粒，而非在典型熔融熔接后常见具方向性的长形树枝状晶粒。(2)在凝固程序期间，碳化钛纳米颗粒留在镁(锌,铜,铝)2的第二相(共晶的)，因此，存在于共晶区内的第二相的尺寸、形状及分布状况都有效地改善了。由于并未出现具方向性的树枝状晶粒生长，及在共晶区内的第二相的改良，因此能真正消除aa7075合金的热裂性(hotcrackingsusceptibility)。经过碳化钛纳米颗粒处理的焊条似乎解决了两大难以克服的挑战，也就是70多年以来，aa7075合金在熔融熔接时所遭遇的问题，热裂纹及多孔性。这些惊人的结果据称是在熔融熔接aa7075合金方面，前所未见的突破，同时好像使aa7075合金成为可焊接的合金。然而，在此研究中，抗拉测试结果显示在焊后状态下的焊接件，其极限抗拉强度及伸长率分别仅有392百万帕和1.5％。然而经由480℃下溶液热处理，及120℃人工时效处理19小时，所进行的焊后热处理，其极限抗拉强度及伸长率可分别改善达551百万帕和5.21％。焊后状态下的焊接件及经过焊后热处理的焊接件所获得的伸长率值分别为1.5％及5.21％，很显然地，两者仍远远低于母材t6-aa7075的典型伸长率(～8.5-14.6％)。此外，值得注意的是，研究中并未提到焊后状态下的焊接件及经过焊后热处理的焊接件的降伏强度。在该研究中所提到的熔融区显微组织，很显然在焊后状态下的焊接件及经过焊后热处理的焊接件，两者的熔融区皆由占绝大多数的α-树枝状结晶(α-dendrites)及一些少量的共晶体所组成。更重要的是，在熔融区内的树枝状结晶胞中，没有任何沉淀物。基于以上所述的沉淀硬化型合金强化机制，在熔融区内大部分区域缺乏沉淀物，无可避免会导致此区的严重软化，同时会大幅影响焊接件的降伏强度。因此，显而易见地，因为还是有熔融区软化、凝固裂纹、液化裂纹及孔洞的形成等等常见问题，沉淀硬化型aa7075铝合金的熔融熔接仍然是本领域内最具挑战性的任务。[0044]不过，以上所述特定案例强烈建议，具有适当合金设计的焊条，对沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的焊接是不可或缺的。下列本发明提供的实施例明白显示，所有淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金熔融熔接时，悬而未决的问题，都可以通过焊条化学组成成分的适当设计同时解决。也就是说，借着使用本发明所提供的焊条，在焊后状态下的焊接件的熔融区可获得优异的硬度、强度(特别是降伏强度)及延展性，而不会在该区形成凝固裂纹，液化裂纹，及孔洞。[0045]下列文献提供关于以上所述特性及特点，更多详细说明及讨论。[0046][21]c.p.chouandc.h.lee,“theinfluenceofcarboncontentonaustenitic-ferritemorphologyinfe-mn-alweldmetals”,metall.trans.a,20(1989)2559-2561.[0047][22]c.p.chouandc.h.lee,“effectsofcarbonontheweldabilityoffe-mn-alalloys”,j.mater.sci.,25(1990)1491-1496.[0048][23]r.a.howell,r.j.gerth,“fe-mn-al-calloysteels—anewarmorclass”,saeinternational,2017；doi：10.4271/2017-01-1703.[0049][24]j.moon,s.j.park,c.lee,h.n.han,t.h.lee,c.h.lee,“microstructureevolutionandage-hardeningbehaviorofmicroalloyedausteniticfe-30mn-9al-0.9clight-weightsteels”,metall.mater.trans.a,48(2017)4500.[0050][25]k.sebeck,i.toppler,m.rogers,r.howell,k.limmer,b.cheeseman,w.herman,“highmn,highalsteelsforthickplatearmorapplications”,2018ndiagvsetsymposium,aug.7-9,2018,novi,michigan.[0051][26]g.ozeranda.karaaslan,“propertiesofaa7075aluminumalloyinagingandretrogressionandre-agingprocess”,trans.nonferrousmet.soc.,27(2017)2357-2362.[0052][27]j.z.liu,j.h.chen,x.b.yang,s.ren,c.l.wu,h.y.xu,andj.zhou,“revisitingtheprecipitationsequenceinal-zn-mg-basedalloysbyhigh-resolutiontransmissionelectronmicroscopy”,scriptamater.,63(2010)1061-1064.[0053][28]b.“gastungstenarcweldingof7075aluminumalloy：microstructureproperties,impactstrength,andwelddefects”,mater.res.express,5(2018)066540.[0054][29]b.huandi.m.richardson,“microstructureandmechanicalpropertiesofaa7075(t6)hybridlaser/gmawelds”,mater.sci.eng.a,459(2007)94-100.[0055][30]g.ipekogluandg.“formationofwelddefectsincoldmetaltransferarcwelded7075-t6platesanditseffectonjointperformance”,iopconf.series：mater.sci.eng.,629(2019)012007.[0056][31]m.sokoluk,c.cao,s.pan,x.li,“nanoparticle-enabledphasecontrolforarcweldingofunweldablealuminumalloy7075”,nat.comm.,10(2019)98；doi：10.1038/s41467-018-07989-y.技术实现要素：[0057]如
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：：部分中所述，沉淀硬化(或时效硬化)是改善可延展合金其降伏强度及硬度最有效的手段之一。一般而言，沉淀硬化(或时效硬化)型合金，例如最强的aa7xxx系列铝合金(aa7075)、沉淀硬化型不锈钢及沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金，在经过溶液热处理、淬火处理及最佳时效处理后，高密度纳米级沉淀物会整合地(或半整合地)形成于基底内，因此造成合金降伏强度及硬度的大幅改善，而延展性不会有严重减损。然而，如
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：部分中所举的现有技术所述，所有这些先前因时效处理而存在于基底内且具强化作用的纳米级沉淀物，在熔融熔接时会完全溶解。在熔融熔接后，典型的焊后状态熔融区显微组织是由占绝大多数的树枝状结晶胞(dendritecell)及一些少量的共晶区所组成。更重要的是，在树枝状结晶胞内没有任何沉淀物。如此一来，熔融熔接无可避免地会导致熔融区的严重软化。此外，熔融区是最容易受热裂效应(例如凝固裂纹及液化裂纹)影响的区域，同时会形成孔洞。因此，对于本领域技术人员而言，这三个重大问题仍然是在熔融熔接沉淀硬化型合金时，有待克服的阻碍，即便不是无法克服，但也是极为困难的挑战。[0058]同样地，在经过溶液热处理、淬火处理及时效处理后，高密度强化作用的纳米级κ-碳化物会在沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的沃斯田铁基底中形成。由于高密度纳米级κ-碳化物沉淀在沃斯田铁基底中，因此合金的强度(特别是降伏强度)及硬度会大幅增加，但延展性不会有严重减损。然而，沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的熔融熔接过程中，类似其他沉淀硬化型合金会遭遇熔融区的严重软化、热裂效应(例如凝固及液化裂纹)影响的区域及孔洞等问题，数十年来，仍有待解决。在2017年时，如穆恩(moon)等人所指出：“(沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的)高碳含量会使得汽车结构的焊接变得困难，同时……对合金的更广泛应用形成了一大阻碍”。在2017年，霍尔和葛斯(howellandgerth)的研究也指出，时至今日，还是没有可正式用于这类(沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金)板材的的焊接法。2018年时，赛贝克(sebeck)等人进一步指出：“此类合金(沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金)的高镁含量对焊接程序而言，是一大挑战……，例如焊条的兼容性有限……”。在2018年，埃文斯(evans)等人呼吁：“有必要开发沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金用的特殊金属焊料”。看起来以上所述各点仍然是此领域的普遍共识。[0059]为了克服所有这些在沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金在熔融熔接时所遭遇的悬而未决的问题，本发明的发明人基于在材料研究方面，包括铁锰铝碳合金的设计及技术发展数十年的实务经验，对焊条设计进行了许多试验并提出了本发明。[0060]本发明的特色在于，在使用本发明所提供的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金熔融熔接用焊条时，在焊后状态下，熔融区的显微组织及焊道(weldingbead)具有下列特性，这些特性不但是前所未见，同时还能完全解决熔融区软化及热裂问题。[0061](1)在焊后状态下，会有高密度纳米级κ-碳化物(约3-5纳米)存在于树枝状结晶胞中，这种绝无仅有的结构是本发明所公开的最引人注目的特色。如现有技术中所述，熔融熔接后，在焊后状态下的熔融区会具有优异的硬度及强度(特别是降伏强度)，和那些经过优化时效处理而且碳含量不大于1.2重量百分比的铁锰铝碳合金的硬度及强度相比差不多，甚至是更高。这种结果和那些沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金(如aa7075沉淀硬化型铝合金、沉淀硬化型不锈钢及沉淀硬化型铁锰铝碳合金等等)熔融熔接相关的现有技术中所提及的结果截然不同。在现有技术中，沉淀硬化型碳合金经过熔融熔接，总是会造成原先存在于母材中基底内的高密度强化(或硬化)用纳米级沉淀物完全溶解。在焊后状态下，熔融区的显微组织主要是由占绝大多数的树枝状晶胞及一些少量共晶区所组成。更显而易见的是，在焊后状态下的熔融区中的树枝状结晶胞内观察不到任何沉淀物，而这会造成熔融区的严重软化。[0062](2)在焊后状态下，熔融区的沃斯田铁晶粒内，在树枝状晶胞尖端会有纳米级κ-碳化物，而这在凝固时似乎会延缓树枝状晶胞的生长。结果就是，形成于柱状沃斯田铁晶粒中的沃斯田铁树枝状晶胞(austenitedendritecells的长度及间距分别只有仅仅约20-30微米及约5-10微米，不像在经熔融熔接的aa7075铝合金及其他铁锰铝碳合金中所观察到的。在熔融熔接后，这些合金内的熔融区的显微组织通常会含有很大一部分是长型(大于200-300微米)的一次树枝状结晶。此外，存在于共晶区内纳米级(约6-10纳米)κ-碳化物的量，会比在先前研究中经熔融熔接处理且碳含量不大于1.29重量百分比的铁锰铝碳合金内所观察到的碳化物的量要大得多。[0063](3)通过在焊条中加入适量的钛，铌，及钒，在焊后状态下，除了存在于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物，还有形成于共晶区内大量的富含钛的钛碳化物(ti-richti-carbides)、富含铌的铌碳化物(nb-richnb-carbides)及富含钒的钒碳化物(v-richv-carbides)。这些碳化物都有和沃斯田铁一样，可延展的面心立方结构(fcc)。此外，这些碳化物的硬度极高，可高达约2000～3500维氏硬度。因此在焊后状态下的熔融区的硬度会显著提高，而延展性则并未有重大减损。[0064](4)在焊后状态下，所有存在于熔融区的所有相(phase)，包括基底(沃斯田铁树枝状晶胞加上共晶区)及所有各类沉淀(包括κ-碳化物、富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物及富含钒的钒碳化物)都具有可延展的面心立方结构(fcc)。此外，所有类型沉淀物的尺寸仅有约3-10纳米。因此，焊接物的抗拉测试结果显示在焊后状态下的熔融区具有绝佳的延展性。[0065](5)可通过使用本发明所提供的焊条，彻底解决在沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的熔融熔接过程中，常会遭遇的热裂及孔洞问题(例如凝固及液化裂纹)。这些热裂及孔洞常出现在焊道内、熔融区内及/和熔融区/焊接热影响区间界面附近区域内。[0066]由于使用本发明所提供的焊条，可使熔融区的显微组织具有以上所述特性，经过熔融熔接，在焊后状态下的焊接物的熔融区同时会具有高硬度、高强度(特别是降伏强度)及高延展性。例如，本发明中所获得的可延展熔融区的平均显微硬度值范围落在365～465维氏硬度，相较于现有技术内容中所述，经过热轧，溶液热处理，淬火处理，及摄氏550°～600°下优化时效处理后铁-(17.45～35)锰-(7.1～12)铝-(0.7～1.2)碳(fe-(17.45～35)mn-(7.1～12)al-(0.7～1.2)c)的平均显微硬度值(350～400维氏硬度)要大得多。[0067]为了达成能使在焊后状态下熔融区的显微组织特性及焊道具有以上所述各种特性的目标，本发明进行了全方位的调查，通过大量的实验及分析，以调整此革新焊条的合金设计及更改合金的各种熔融熔接参数。依据本发明，在用于沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金熔融熔接的焊条中，各别合金元素的化学组成成分范围如下所示：锰(23-34％重量百分比，较佳为24-32％重量百分比)；铝(7.5-11.5％重量百分比，较佳为8.0-11.0％重量百分比)；碳(1.35-1.95％重量百分比，较佳为1.40-1.95％重量百分比)；钛(0.0-2.5％重量百分比，较佳为0.1-2.5％重量百分比)；铌(0.0-3.0％重量百分比，较佳为0.1-3.0％重量百分比)；钒(0.0-2.5％重量百分比，较佳为0.1-2.5％重量百分比)；钛，铌及钒的组合值(0-3.0％重量百分比，较佳为0.1-3.0％重量百分比)；其余为铁。[0068]进一步，本发明提出了如下一系列用于沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金熔融熔接的焊条，以重量百分比计，包含：[0069](1)23-34％锰，7.5-11.5％铝，1.35-1.95％碳，其余为铁。[0070](2)24-32％锰，8.0-11.0％铝，1.40-1.95％碳，其余为铁。[0071](3)23-34％锰，7.5-11.5％铝，1.40-1.95％碳，0.1-2.5％钛，其余为铁。[0072](4)23-34％锰，7.5-11.5％铝，1.40-1.95％碳，0.1-3.0％铌，其余为铁。[0073](5)23-34％锰，7.5-11.5％铝，1.40-1.95％碳，0.1-2.5％钒，其余为铁。[0074](6)23-34％锰，7.5-11.5％铝，1.40-1.95％碳，及从钛、铌、钒中选出至少两种元素，其总量小于等于3％，其余为铁。[0075]至于为何能得到上述本发明所揭示的，在焊后状态下熔融区所获得的新颖特性及前所未见特色，主要原因是仰仗对各合金元素其个别效用的深入研究，更多相关细节如下所述：[0076](1)锰：锰是一种强力的沃斯田铁稳定化元素，在维持可延展的面心立方结构相上，扮演最重要的角色。从现有研究已经证实并确认，锰含量大于17.5重量百分比的铁锰铝碳合金，经过热轧，溶液热处理，淬火处理后，如现有技术内容中所述，在室温时具有完全沃斯田铁显微组织。然而，在本发明的实施例9中，在经过熔融熔接，焊后状态下，锰含量为20.1％重量百分比的焊条具有大量存在于焊道的熔融区内的肥粒铁相(ferritephase)，其结构为体心立方(body-centered-cubic,bcc)。为了得到在焊后状态下熔融区的完全沃斯田铁显微组织，在焊条内的锰含量必须要超过22％重量百分比。因此，在本发明所提供的焊条中，锰的浓度设定在23-34％重量百分比，较佳为24-32％重量百分比的范围内。[0077](2)铝：铝是形成(fe,mn)3alc碳化物(κ-碳化物)的主要元素之一。如现有技术内容中所述，κ-碳化物在强化沉淀硬化型铁锰铝碳合金性质方面，是最重要及最有效用的成分。因此，在焊条内的铝含量在引发本发明最独特特性方面发挥重要作用。也就是说，在熔融熔接后，焊后状态下，在熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内会具有高密度纳米级κ-碳化物。本发明设计了一系列具有不同铝浓度的焊条，同时对这些焊条进行全面性的观察及分析。结果显示，当铝浓度低于7.0％重量百分比时，在焊后状态下，熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内没有任何κ-碳化物形成。当焊条内的铝浓度增加到7.5％重量百分比以上时，在焊后状态下，就能在熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内轻易地观察到高密度纳米级κ-碳化物。然而，当焊条内的铝浓度增加到高达12％重量百分比时，除了形成于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物，还会有些富含铝颗粒(al-richparticles)出现在熔融区中的沃斯田铁晶界。众所周知的是，在沃斯田铁晶界存在的富含铝二次相，会导致铁锰铝碳合金的延展性严重恶化。在本发明的实施例8中，进一步观察到形成于熔融区中沃斯田铁晶界的富含铝颗粒，会造成在焊接过程中凝固裂纹的生成。很显然本发明焊条的铝浓度应该要限制在7.5-11.5％重量百分比的范围内，最好是落在8.0-11.0％重量百分比的范围内。[0078](3)碳：碳显然是形成铁锰铝碳化物((fe,mn)3alc,κ-碳化物)的主要元素之一。和以上所述的铝相类似，在焊条内的碳含量对于形成本发明最独特特性也是至关重要。也就是说，在熔融熔接后，焊后状态下，在熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内会具有高密度纳米级κ-碳化物。本发明设计了一系列具有不同碳浓度的焊条，同时对这些焊条进行全面性的观察及分析。结果显示，碳浓度低于1.30％量百分比时，在焊后状态下，在熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内没有形成任何κ-碳化物，当焊条内的碳浓度增加到超过1.35％重量百分比时，在焊后状态下，就能在熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内轻易地观察到高密度纳米级κ-碳化物。然而，当焊条内的碳浓度增加到超过2.1％重量百分比时，会发现到除了形成于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区的高密度纳米级κ-碳化物，还有些较粗大κ-碳化物出现在熔融区中的沃斯田铁晶界。众所周知的是，在沃斯田铁晶界存在的较粗大κ-碳化物及其相关无沉淀区(precipitation-freezones)，会对铁锰铝碳合金的延展性产生某些严重负面影响。在本发明的实施例7中，进一步发现到对碳含量为2.2％重量百分比的焊条而言，尽管特意调整了焊接程序相关参数，使用各种不同参数组合值，结果合金还是会在焊道内产生严重的凝固热裂纹。所以，本发明焊条的碳含量应该要限制在1.35-1.95％重量百分比的范围内，最好是落在1.40-1.95％重量百分比的范围内。[0079](4)钛、铌及钒：钛、铌及钒是非常强的碳化物形成元素(strongcarbide-formingelements)。本发明同时调查了将这些元素添加到本发明所提供的焊条内，会对在焊后状态下的焊接件的熔融区的显微组织及特性有何影响。结果发现，借着添加适量的钛、铌及钒到焊条中，在焊后状态下的熔融区，其显微组织具有下列鲜明特色：(i)除了形成于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区的高密度纳米级κ-碳化物，还有在共晶区形成的大量纳米级富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物及富含钒的钒碳化物；(ii)这些共晶碳化物(eutecticcarbides)的尺寸仅有约6-10纳米大小；(iii)这些共晶碳化物和形成于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区的纳米级κ-碳化物一样，全都具有具延展性的面心立方结构；(iv)添加这些元素，会使得沃斯田铁树枝状晶胞的尺寸大幅缩减；(v)由于这些富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物及富含钒的钒碳化物都是极其坚硬(约2000-3500维氏硬度)，这些碳化物的存在会在熔融区内造成惊人的强化(硬化)效果，而延展性则不会有显著减损。在此特别要强调的是，本发明最重要的特色是能使熔融区具有高降伏强度及硬度，而此特色成立的条件是，在焊后状态下，沃斯田铁树枝状结晶胞内存有高密度的纳米级κ-碳化物。如上所述，为了获得在焊后状态下形成于熔融区中沃斯田铁树枝状结晶胞内的高密度的纳米级κ-碳化物，焊条的碳含量必须超过1.35％重量百分比。然而，综合实验结果显示当在碳含量为1.35％重量百分比的焊条内添加约1.0％重量百分比的钛，经过熔融熔接后，焊后状态下，没有任何κ-碳化物形成于沃斯田铁树枝状结晶胞内。既然如此，为了得到在焊后状态下，形成于沃斯田铁树枝状结晶胞内的高密度的纳米级κ-碳化物，焊条内的碳含量必须超过1.50％重量百分比。更多实验也显示，为了得到在焊后状态下，形成于沃斯田铁树枝状结晶胞内的高密度的纳米级κ-碳化物，当钛、铌及钒的总含量超过3.5％重量百分比时，焊条内的碳含量必须超过2.2％重量百分比。但在那种情况下，会常常在焊道内观察到凝固热裂纹。不过，通过使用如上所示的本发明的合金设计，所得到合金的熔融区会具有预期中独特的显微组织，及微硬度、降伏强度、极限抗拉强度及延展性的优异组合值。也就是说，这显然证明了此合金设计在促进机械强度方面(特别是在降伏强度上)及改善焊后状态下熔融区的显微硬度方面，具有前所未见的优势，同时仍能保有优异的延展性。[0080](5)铬及钼：铬及钼也是非常强的碳化物形成元素。本发明同时也调查了将铬及钼添加到焊条内，对在焊后状态下熔融区的显微组织所造成的影响。调查显示，将铬及钼添加到焊条内，会造成微米大小、粗的富含钼的钼碳化物及富含铬的铬碳化物形成于焊后熔融区中的沃斯田铁晶界。同时有清晰可见的无沉淀区环绕在熔融区中的粗碳化物周围，这对焊后合金的延展性有负面影响。因此，在本发明中，不建议在焊条内添加铬及钼。[0081]最后，需要特别注意的是，在本发明实施例中所用的母材是热轧高碳含量(as-hot-rolledhighcarboncontent)(碳大于1.5％重量百分比)的铁锰铝碳合金。在熔融熔接前，母材的显微组织是由完全沃斯田铁基底及均匀分布在沃斯田基底内且高密度的具有l′12结构的纳米级κ-碳化物所组成。很有趣的是，在熔融熔接后，在焊接件的焊接热影响区及母材区内，这些高密度的纳米级κ-碳化物并未发生任何显著变化。换句话说，这些高密度纳米级κ-碳化物并无显著溶解或粗化的状况出现。而在其他沉淀硬化型合金(例如aa7075)内，在熔融熔接后，常常可观察到这碳化物溶解或粗化的状况。因此，合金的焊接热影响区没有出现任何明显的软化现象，如以下本发明所提供的实施例中所述。附图说明[0082]图1(a)为实施例1中母材的穿透式电子显微镜显微影像的明视野影像。[0083]图1(b)为实施例1中母材的穿透式电子显微镜显微影像的选区电子绕射图型，区域轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0084]图1(c)为实施例1中母材的和图1(a)中所示相同区域的穿透式电子显微镜显微影像的(100)κ暗视野影像。[0085]图1(d)为实施例1中焊条经碳钨极气体保护电弧熔接程序所得焊道的巨观影像。[0086]图1(e)为实施例1中焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材；插入图显示了图中标示区域的放大影像)。[0087]图1(f)为实施例1中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕(microhardnessindentation)的扫描式电子显微镜影像。[0088]图1(g)为实施例1中图1(f)所示各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0089]图1(h)为实施例1中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜明视野影像，实心和空心箭头分别表示在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的κ-碳化物。[0090]图1(i)为实施例1中取自熔融区的选区电子绕射图型，区域轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0091]图1(j)为实施例1中从焊接件熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪(tem-eds)分析结果。[0092]图1(k)为实施例1中抗拉测试样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0093]图2(a)为实施例2中使用焊条经气体遮护金属电弧熔接所得焊道的巨观影像。[0094]图2(b)为实施例2中一取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，嵌入图为图中标示区域的放大影像。[0095]图2(c)为实施例2中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0096]图2(d)为实施例2中图(c)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0097]图2(e)为实施例2中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜明视野影像，实心及空心箭号分别指向散布于沃斯田铁树枝状结晶胞内及共晶区内的κ-碳化物。[0098]图2(f)为实施例2中取自熔融区的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0099]图2(g)为实施例2中从焊接件熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0100]图2(h)为实施例2中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0101]图3(a)为实施例3中经热轧后母材的穿透式电子显微镜显微影像的明视野影像。[0102]图3(b)为实施例3中经热轧后母材的穿透式电子显微镜显微影像的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)[0103]图3(c)为实施例3中经热轧后母材的穿透式电子显微镜显微影像的取自和图3(a)中所示相同区域的(100)κ暗视野影像。[0104]图3(d)为实施例3中一取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接。[0105]图3(e)为实施例3中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0106]图3(f)为实施例3中图(e)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0107]图3(g)为实施例3中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，实心及空心箭号分别指向散布于沃斯田铁树枝状结晶胞内及共晶区内的κ-碳化物。[0108]图3(h)为实施例3中取自熔融区的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0109]图3(i)为实施例3中从焊接件熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0110]图4(a)为实施例4中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接。[0111]图4(b)为实施例4中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0112]图4(c)为实施例4中图(b)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0113]图4(d)为实施例4中焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像。[0114]图4(e)为实施例4中取自熔融区的选区电子绕射图型，区轴为001(hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0115]图4(f)为实施例4中从焊接件熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0116]图5(a)为实施例5中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接。[0117]图5(b)为实施例5中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0118]图5(c)为实施例5中图(b)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0119]图5(d)为实施例5中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像。[0120]图5(e)为实施例5中取自熔融区的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0121]图5(f)为实施例5中从焊接件熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0122]图6(a)为实施例6中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接，插入图显示了图中标示区域的放大影像。[0123]图6(b)为实施例6中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0124]图6(c)为实施例6中图(b)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0125]图6(d)为实施例6中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0126]图7(a)为实施例7中使用焊条经钨极气体保护电弧熔接焊接后所得焊道的巨观影像，注意在焊道的凝固裂纹。[0127]图7(b)为实施例7中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，插入图显示了图中标示区域的放大影像，箭号指出了形成在沃斯田铁晶界的粗κ-碳化物。[0128]图7(c)为实施例7中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像。[0129]图7(d)为实施例7中取自图7(c)中标示为“k”的粗大κ-碳化物的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0130]图7(e)为实施例7中粗大κ-碳化物的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0131]图8(a)为实施例8中使用焊条经钨极气体保护电弧熔接焊接后所得焊道的巨观影像，注意在焊道的凝固裂纹(箭号所指示处)。[0132]图8(b)为实施例8中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，箭号指出了形成于沃斯田铁晶界的富含铝颗粒(以α表示)。[0133]图8(c)为实施例8中离散的富含铝颗粒的扫描式电子显微镜及x射线能量散布分析仪(sem-eds)分析结果。[0134]图9(a)为实施例9中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接，箭号指出散布在熔融区的离散肥粒铁相(以α表示)。[0135]图9(b)为实施例9中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，离散的肥粒铁相系以α表示，而圆圈标示了形成于肥粒铁/沃斯田铁边界的粗大κ-碳化物。[0136]图9(c)为实施例9中取自图9(b)中圈选的区域的选区电子绕射图型(hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物；(hkl)：肥粒铁)。[0137]图9(d)为实施例9中取自沃斯田铁区的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0138]图9(e)为实施例9中取自肥粒铁区的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0139]图10(a)为实施例10中经热轧后母材的穿透式电子显微镜影像的明视野影像。[0140]图10(b)为实施例10中经热轧后母材的穿透式电子显微镜影像的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0141]图10(c)为实施例10中经热轧后母材的穿透式电子显微镜影像的取自和图10(a)中所示相同区域的(100)κ暗视野影像。[0142]图10(d)为实施例10中使用焊条经熔钨极气体保护电弧熔接所得焊道的巨观影像。[0143]图10(e)为实施例10中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)。[0144]图10(f)为实施例10中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0145]图10(g)为实施例10中图10(f)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0146]图10(h)为实施例10中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，箭号指向散布于共晶区内的κ-碳化物及富含钛的钛碳化物(ti-richti-carbides)。[0147]图10(i)为实施例10中取自图10(h)圈选区域的选区电子绕射图型(hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物；(hkl)：钛碳化物)。[0148]图10(j)为实施例10中取自图10(h)圈选相同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0149]图10(k)为实施例10中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0150]图11(a)为实施例11中使用焊条经气体遮护金属电弧熔接焊接所得焊道的巨观影像。[0151]图11(b)为实施例11中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)。[0152]图11(c)为实施例11中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0153]图11(d)为实施例11中图11(c)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0154]图11(e)为实施例11中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，箭号指向散布于共晶区内的κ-碳化物及富含铌的铌碳化(nb-richnb-carbides)。[0155]图11(f)为实施例11中取自图(e)圈选区域的选区电子绕射图型(hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物；(hkl)：铌碳化物)。.[0156]图11(g)为实施例11中取自图11(e)圈选相同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0157]图11(h)为实施例11中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0158]图12(a)为实施例12中使用焊条经熔钨极气体保护电弧熔接焊接所得焊道的巨观影像。[0159]图12(b)为实施例12中取自焊后状态焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)。[0160]图12(c)为实施例12中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0161]图12(d)为实施例12中图12(c)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0162]图12(e)为实施例12中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，箭号指向散布于共晶区内的κ-碳化物及富含钒的钒碳化物(v-richv-carbides)。[0163]图12(f)为实施例12中取自图12(e)圈选区域的选区电子绕射图型(hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物；(hkl)：钒碳化物)。.[0164]图12(g)为实施例12中取自图12(e)圈选相同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0165]图12(h)为实施例12中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0166]图13(a)为实施例13中使用焊条经熔钨极气体保护电弧熔接焊接所得焊道的巨观影像。[0167]图13(b)为实施例13中取自焊后焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)。[0168]图13(c)为实施例13中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0169]图13(d)为实施例13中图13(c)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0170]图13(e)为实施例13中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，箭号指向散布于共晶区内的κ-碳化物、富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物。[0171]图13(f)为实施例13中取自图13(e)圈选相同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0172]图13(g)为实施例13中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0173]图14(a)为实施例14中取自焊后焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接，注意母材是经过经过热轧，溶液热处理，淬火处理，接着在550℃时效处理12小时。[0174]图14(b)为实施例14中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0175]图14(c)为实施例14中图14(b)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0176]图14(d)为实施例14中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0177]图15(a)为实施例15中取自焊后焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接，箭号指向形成于沃斯田铁晶界的粗的富含钼的钼碳化物(mo-richmo-carbides)。[0178]图15(b)为实施例15中形成于沃斯田铁晶界的粗的富含钼的钼碳化物的扫描式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0179]图16(a)为实施例16中取自焊后焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接，箭号指向形成于沃斯田铁晶界的粗的富含铬的铬碳化物(cr-richcr-carbides)。[0180]图16(b)为实施例16中形成于沃斯田铁晶界的粗的富含铬的铬碳化物的扫描式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。具体实施方式[0181]下面结合具体实施例来进一步描述本发明，本发明的优点和特点将会随着描述而更为清楚。但这些实施例仅是实施例性的，并不对本发明的范围构成任何限制。本领域技术人员应该理解的是，在不偏离本发明的精神和范围下可以对本发明技术方案的细节和形式进行修改或替换，但这些修改和替换均落入本发明的保护范围内。[0182]在下文中，除非另有说明，本发明所调查具有不同组成成分的铁锰铝碳母材，是在一空气感应炉(atmosphericinductionfurnace)内制备。经过在氩气保护环境(protectiveargonatmosphere)下，以摄氏1150度进行均质化处理(homogenized)2小时后，金属铸块从80毫米厚被热轧成8～12毫米厚的板材，接着在水中淬火处理降温至室温。经热轧的板材接着经过机械加工以形成单一v形接头，后续作为坡口角度(grooveangle)为60度的焊接接头(weldingjoints)使用。焊条的制备是依据所设计的合金组成成分，在一空气感应炉内完成。熔融金属经铸造形成一80毫米×80毫米×1500毫米的钢模。接着将金属铸块加热到摄氏1150度2小时，然后热轧成直径约5毫米的线圈，然后进行酸洗(pickling)及冷抽(colddrawing)，成为直径分别约为1.2、2.4及3.2毫米的焊条。通过气体遮护金属电弧熔接(gmaw)或自熔钨极气体保护电弧熔接(gtaw)程序进行熔融熔接，使用纯氩气或氩气和氦(he)的混合气体作为遮护气体(shieldinggas)。自熔钨极气体保护电弧熔接及气体遮护金属电弧熔接，其遮护气体的典型流速分别为每分钟约10及18升(liters/min)。在气体遮护金属电弧熔接程序中，焊条添加速度为每分钟约200毫米(mm/min)，其使用的电压及电流分别为22～26伏特(v)及140～170安培(a)。对自熔钨极气体保护电弧熔接程序而言，使用的电压及电流分别为15～20伏特及125～200安培，取决于所用焊条的直径大小。在所有实施例中进行的熔融熔接，焊根间隙(rootopening)保持在约1毫米。分别使用光学显微镜(opticalmicroscope,om)、扫描式电子显微镜(scanningelectronmicroscope,sem)及穿透式电子显微镜(transmissionelectronmicroscope,tem)分析焊接件的显微组织。扫描式电子显微镜试样的制备是在使用5％硝酸蚀刻前先进行机械抛光。至于穿透式电子显微镜观察，其薄膜试样是由双喷射式电解抛光机(twinjetelectro-polisher)制备，所使用电解液组成成分为60％醋酸、30％乙醇及10％过氯酸。当用户有需要时，使用附加在扫描式电子显微镜或穿透式电子显微镜上的x射线能量散布分析仪(energydispersivespectrometer,eds)，分析合金或试样的组成成分。值得注意的是，使用x射线能量散布分析仪对原子序小于10的元素(例如碳)进行定量分析的结果是不可靠的，因此该结果常常会被忽略。进行抗拉测试的试样，是依据美国测试和材料管理局(astm)astme8标准(用于金属材料抗拉测试的标准测试方法)制备，试样标距长度为25毫米，标距宽度为6.25毫米，厚度为4毫米。抗拉测试是在室温下进行，使用英士特公司型号8501的万能试验机(instron8501tensiletestingmachine)，以6.7x10-4s-1的应变率(strainrate)进行测试。抗拉强度是在0.2％应变偏移(offsetstrain)时测量。使用显微维氏硬度计量测(vickersmicrohardnessmeasurements)焊接件各不同区域的硬度，如熔融区、焊接热影响区和母材，以归纳其特征。在进行维氏硬度试验时，施加荷重100克力(gf)，荷重持续时间为15秒。[0183]实施例1[0184]图1(a)是使用穿透式电子显微镜观察一热轧后铁-28.5锰-9.0铝-1.55碳(fe-28.5mn-9.0al-1.55c)母材的明视野(brightfield,bf)影像，显示高密度纳米级(约3-5纳米)沉淀物均匀地分布于基底中。如图1(a)中箭号所示，同时要注意到存在于差排(dislocations)处的沉淀物，尺寸上稍微大些(约5-8纳米)，这表示这些沉淀是在热轧程序期间形成的。图1(b)为该热轧后母材的选区电子绕射图型(selected-areadiffractionpattern,sadp)，清楚表明这些高密度纳米级沉淀物是具有l′12结构的铁锰铝碳化物((fe,mn)3alc,κ碳化物,κ-carbides,)。图1(c)为和图1(a)中所示相同区域的(100)κ暗视野(darkfield,df)影像，显示出现在沃斯田铁基底及差排的κ碳化物。此图清楚指出在本实施例中所用母材的热轧后显微组织为具有高密度纳米级κ碳化物均匀散布其间的单相沃斯田铁。抗拉测试结果显示，该热轧后母材的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为952百万帕、1100百万帕及56％。[0185]将两块尺寸为80毫米x80毫米x8毫米的热轧后母材板材，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头(v-groovebuttweld)。在本实施例中，焊条的标准组成成分(nominalcomposition)为铁-27.8锰-9.1铝-1.86碳(fe-27.8mn-9.1al-1.86c)，直径(φ)约2.4毫米。通过钨极气体保护电弧熔接程序进行熔融熔接，使用纯氩气做为保护气体。图1(d)是焊道的巨观影像(macroscaleimage)，显示在焊后样本的熔融区内没有任何肉眼可见的凝固裂纹及孔洞。[0186]图1(e)显示了焊后样本内一涵盖了熔融区、焊接热影响区和母材的区域的典型的扫描式电子显微镜影像。在此图中会立刻注意到和现有熔融熔接沉淀硬化型铁锰铝碳合金(碳含量不大于1.29重量百分比，c≤1.29wt.％)截然不同的数种特性：(i)很明显可见的是在熔融区内，存在典型的柱状沃斯田铁晶粒，由沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区所组成。更重要的是，沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内，存在着高密度纳米级κ碳化物。这是由本发明所首次公开的众多显著特点之一。在现有技术中指出，在熔融熔接后的铁锰铝碳合金(碳含量不大于1.29重量百分比)，不论是在一次或二次沃斯田树枝状结晶内，都没有观察到任何沉淀物，除了存在于共晶区内的少量共晶κ碳化物。此外，在本实施例中，存在于共晶区内的纳米级κ碳化物的量，比在先前研究内碳含量不大于1.29重量百分比的合金中所观察到的碳化物的量多得多。(ii)从图1(e)看来，显而易见的是在柱状沃斯田铁晶粒中没有明显较长的一次树枝状结晶。形成于柱状沃斯田铁晶粒内的沃斯田铁树枝状结晶胞的长度及间距依序分别为大约20-30微米及约5-10微米。很显然地，本实施例中的沃斯田铁树枝状结晶胞大幅细化(“refined”)。这和在现有或传统熔融熔接到处都可观察到的状况相当不同。其中，焊后焊道的显微组织总是由明显可见的一次树枝状结晶所组成，而树枝状结晶的长度延伸长达数百微米(例如：大于300微米)。将造成这些差异的众多原因说明如下。如图1(e)右上角上被标记区的放大影像所示，很清楚可以看到，除了形成于沃斯田树枝状结晶间细小的共晶κ碳化物外，在每一沃斯田树枝状结晶胞的尖端都有沉淀物存在。在熔融熔接后的凝固期间，固液界面(solid-liquidinterface)的稳定性取决于存在于界面附近的热状态及组成过冷(constitutionalsupercooling)状态，而焊道内树枝状结晶的尺寸主要取决于冷却速率及合金组成成分。在此状况下，因为组成过冷而出现在沃斯田树枝状结晶胞尖端的沉淀物，似乎会减缓凝固前沿(solidificationfront)及有效阻碍树枝状结晶胞的生长，因此会进而导致如图1(e)内所示的短得多的树枝状结晶胞。所以焊条的组成成分似乎是造成本实施例中所观察到的又短又窄树枝状结晶构造的一个更重要的原因。(iii)本实施例中的熔融区为完全沃斯田铁相，然而在现有技术中，自体熔焊(autogenousfusionwelding)后，凝固的显微构造常常含有一定量的肥粒铁相，即使其母材在焊接前是完全沃斯田铁相。另外，图1(e)也展现了在焊接热影响区及母材区内，并未观察到显著的显微组织的变化。而且，对于本实施例中的熔融区、焊接热影响区及母材区内的κ碳化物，就尺寸及密度而言，并没有可察觉得到的差异。因此，在焊接热影响区内没有软化现象。此外，需要注意的是，在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到丝毫的微裂纹(microcrack)及孔洞(porosity)的踪迹，这表示使用本发明的熔融焊条，可以显著消除凝固与液化裂纹，这两者都是在沉淀硬化型合金融融过程中常见的问题。图1(f)显示，在熔融区、焊接热影响区及母材区内进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。而各个量测点所测得相对应值，则显示于图1(g)内。如图1(g)所示，熔融区平均的显微硬度(约425维氏硬度)，事实上略大于焊接热影响区(约417维氏硬度)及母材区(约412维氏硬度)的平均显微硬度。这和所谓的一般常识，即认为在熔融熔接后熔融区总是最脆弱的区域此一观念成强烈对比。在此值得一提的是，在本实施例中使用的母材区，其热轧后状态下的显微组织为完全沃斯田铁相，具有均匀散布在沃斯田铁基底内高密度的纳米级κ-碳化物，而母材区的显微硬度则是显著大于经过优化时效处理而且碳含量不大于1.2重量百分比的铁锰铝碳合金的硬度(350-400维氏硬度)，如现有技术中所述。[0187]为了能完全了解导致这些前所未见结果的主要原因，必须对熔融区的显微组织进行更详细的分析。穿透式电子显微镜检视显示，在本实施例中，熔融区的基底为完全沃斯田铁相，而在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级沉淀物两者都是κ-碳化物。在图1(h)中所示，其为取自熔融区的明视野电子显微照片(bf(birhgtfield)electronmicrograph)。此图明白指出在沃斯田铁树枝状结晶胞内的κ-碳化物(如实心箭头所指示之处)及相关共晶区内的κ-碳化物(如空心箭头所指示之处)，其尺寸分别属于3～5纳米及6～10纳米等级。而沃斯田铁树枝状结晶胞的长度大约是属于100-300纳米等级。这显示本发明焊条的合金设计可有效抑制树枝状结晶胞在熔融熔接后的凝固过程中的前沿的增长速度。如图1(i)所示，由选区电子绕射图型确认，在焊接件的熔融区内，只有沃斯田铁相及κ-碳化物存在。此外，如图1(j)从熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪(tem-eds)分析结果所示，在熔融区内的组成成分铁、锰及铝的含量分别为64.3％、26.7％及9.0％,。[0188]抗拉测试显示使用本实施例所提供的焊条所得的焊接件存在卓越的延展变形性(ductiledeformationbehavior)，其降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为946百万帕、1086百万帕及44％。图1(k)显示了样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。很明显的是，焊接件整体存在着延伸塑性变形(ductileplasticdeformation)的典型特性。特别是熔融区也出现有塑性变形的典型特性，具有波形表面(corrugatedsurface)及可观的伸长量。由于抗拉样本含有各种不同机械特性的区域(即熔融区和母材区)，因此要由所测得的降伏强度直接推断熔融区和母材区的强度通常会很困难。尽管如此，从经抗拉测试而破裂的样本的各个区域的宽度变化来判断，或许可以区别熔融区和母材区间降伏强度的相对值。例如，如果母材区有较高的降伏强度，当抗拉应力超过熔融区的降伏强度，但仍然低于母材区的降伏强度时，接着熔融区会是第一个出现塑性变形(例如变长变薄)，同时会有宽度缩短(widthreduction)的现象，然而母材区仍然处于弹性范围(elasticregime)内，所以其宽度维持不变，反之亦然。因此当熔融区和母材区两者的降伏强度有显著差异时，在经抗拉测试而破裂样本的各个区域会出现某种程度的宽度变化，而样本的边缘不会平行。相较之下，如果经抗拉测试而破裂样本内的各个区域宽度仍然大致相同，而样本的边缘基本上也保持平行，可以合理推论熔融区和母材区两者具有差不多同样的降伏强度。事实是，横跨包括母材区、焊接热影响区及熔融区这些区域的宽度(在图1(k)内，分别以bm，int及fz标示)基本上都相等，而横越此区的样本边缘仍保持平行，这表示本抗拉测试样本的熔融区及母材区具有大略相同的降伏强度。特别值得强调的是，存在于本实施例中熔融区内非凡的降伏强度完全在预料之中。众所周知的是，高密度纳米级κ碳化物(κ-carbides)的存在会大幅改善材料的降伏强度，而延展性却不会有显著下降，这也是多数沉淀硬化型合金会具有优异降伏强度及伸长率组合值的主要原因。这正是图1(h)所看到的现象。另一方面，在图1(k)中明显可见发生在相对母材区的另一边区域的缩颈(necking)及最终的破裂(箭头指向处)，表示熔融区的极限抗拉强度大于母材区的极限抗拉强度，这可能也和图1(g)中所描述的母材区的硬度稍低现象一致。[0189]实际上，存在于沃斯田铁树枝状结晶胞内的高密度纳米级κ碳化物应该就是造成本实施例熔融区内所获得的高硬度、高强度(特别是降伏强度)，但仍可维持高延展性的主要原因。本实施例中所述熔融区的显微组织无疑是本发明最独一无二及前所未见的特性，而此特性是源于本发明所提供焊条的组成成分设计。[0190]实施例2[0191]本实施例的目的为尝试要厘清改变焊条内的碳含量会对焊后状态下样本的熔融区的特性有何影响。在本实施例中所用的母材和实施例一中所用的相同。然而，本实施例是施用气体遮护金属电弧熔接程序。母材板材尺寸为80毫米×80毫米×12毫米，机械加工后形成单一v型坡口对接接头。执行气体遮护金属电弧熔接程序，使用26伏特的电压，140～170安培的电流。遮护气体(25％氩 75％氦)的流速为每分钟约18升，焊条添加速度为每分钟约200毫米。本实施例中使用的焊条的标准成分为铁-28.2锰-9.2铝-1.72碳(fe-28.2mn-9.2al-1.72c)，直径约为1.2毫米。[0192]图2(a)显示经气体遮护金属电弧熔接所得焊道的巨观影像。从图2(a)中可见，焊道具有非常平滑的形态，在整个焊道内没有出现任何目视可见的巨观裂纹和孔洞。图2(b)显示焊接样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。和实施例1所示相类似，熔融区由典型柱状沃斯田铁晶粒所组成，同时在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内存在有高密度纳米级κ-碳化物。如图2(b)内箭号及图2(b)右上角的放大影像所示，除了形成于共晶区内的细小共晶κ碳化物外，还有存在于每一沃斯田树枝状结晶胞尖端的κ-碳化物。这显示此熔融区的显微组织确实具有和实施例1观察所得非常类似的特性。另外，值得注意的是，在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间界面附近，没有观察到任何微裂纹和孔洞的踪迹。类似实施例1，图2(b)也体现了熔融熔接程序似乎并不会造成本实施例中焊接热影响区内的κ碳化物的溶解及显著粗化。[0193]图2(c)显示熔横跨融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图2(d)。熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为410维氏硬度、412维氏硬度及413维氏硬度。显而易见的，熔融区和焊接热影响区的显微硬度几乎和母材区的显微硬度差不多，这表示熔融区和焊接热影响区没有发生显著的软化现象，这也和图2(b)所展示的独特显微组织相符合，其中最主要的强化成分，即高密度纳米级κ-碳化物，在熔融熔接后，基本上在这三个区域内仍然保持完整。[0194]使用穿透式电子显微镜在熔融区进行检视，发现有大量κ-碳化物，形成于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内，如图2(e)所示。在此穿透式电子显微镜的明视野影像中，可以清楚地见到有高密度纳米级κ-碳化物(约3-5nm)散布于沃斯田铁树枝状结晶胞(如实心箭号所指示处)及共晶区(如空心箭号所指示处)内。和实施例1(图1(h))所描述的结果相比，形成于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内κ-碳化物的密度有些微的下降。图2(f)是取自图2(e)的选区电子绕射图型，其确认了熔融区基底是单一沃斯田铁相，而存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区两者内的沉淀物是κ-碳化物，其具有规律的l′12结构。图2(g)是从熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，其清楚显示在熔融区内的铁、锰及铝成分的重量百分浓度分别约为63.4％、27.5％及9.1％。[0195]抗拉测试显示，使用本实施例的焊条焊接所得的焊接件也具有出色的延展变形(ductiledeformation)特性，其降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为942百万帕、1075百万帕及36％。图2(h)是样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。很明显的是，整个焊接件存在有延伸塑性变形(ductileplasticdeformation)的典型特征。特别是在熔融区出现弯弯曲曲的迂回破裂图形(zig-zagweavingfracturepattern)及波形破裂表面(corrugatedfracturesurface)，这就是延展变形特性。另外，有趣的是，如同实施例1中所述，能观察到，包含母材区、熔融区及它们之间的界面的区域的宽度(在图2(h)中分别以bm，fz及int表示)基本上相同，而样本横跨此区域的边缘仍保持平行，这表示本抗拉测试样本的熔融区及母材区具有大致相同的降伏强度。而熔融区会有如此高的降伏强度的主要原因和实施例1中所述相同。然而，在此情况下，与不同于实施例1中所观察到的现象是，本实施例在熔融区中有轻微的缩颈及破裂，而不是在母材区，这表示相较于母材区而言熔融区具有稍微低些的极限抗拉强度。事实上，这和另一现象，即相较于母材区(显微硬度值约410维氏硬度)而言熔融区内的显微硬度值稍低(约410维氏硬度)是一致的。基于实施例1及实施例2中所展现的结果，很显然使用具有本发明所提供的组成成分设计的焊条所得到的焊后样本，即使是经过在熔融熔接期间的再熔化、合金元素再分布及凝固，都还是很明显地具有极佳的延展性、非凡的降伏强度和显微硬度。[0196]实施例3[0197]在本实施例中，我们调查了稍微低些的碳含量会对焊后状态下样本内的熔融区特性产生何种影响。本实施例中使用了一种经过热轧且标准组成成分为铁-28.8锰-8.9铝-1.62碳(fe-28.8mn-8.9al-1.62c)的母材。图3(a)为该热轧后母材的穿透式电子显微镜明视野影像。在图3(a)中很明显的是，本实施例所使用经过热轧母材的显微组织与实施例1和实施例2中所用的相当类似。也就是说，有高密度纳米级沉淀物(约3-5nm)均匀地散布于基底内及差排处(如箭号所示)。图3(b)则是该热轧后母材的选区电子绕射图型，明显确认了母材的基底是完全沃斯田铁相，而这些高密度纳米级沉淀物是具有规律l′12结构的κ-碳化物。图3(c)则是取自和图3(a)中所示相同区域的(100)κ暗视野影像，显示了高密度纳米级κ-碳化物的出现。使用穿透式电子显微镜所进行的调查显示，在本实施例所使用的经过热轧母材的显微组织是单相的沃斯田铁，其中具有均匀分布的高密度纳米级κ-碳化物。而抗拉测试则显示，该热轧后母材的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为975百万帕、1152百万帕及50％。[0198]两块热轧后母材的板材的尺寸为80毫米x80毫米x8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头(v-groovebuttweld)。本实施例焊条的标准组成成分(nominalcomposition)为铁-28.2锰-10.6铝-1.62碳(fe-28.2mn-10.6al-1.62c)，直径约2.4毫米。钨极气体保护电弧熔接的各种参数，都和实施例1所用的相类似。图3(d)显示了包含熔融区、焊接热影响区及母材区等区域的该焊后样本的典型的扫描式电子显微镜影像。和实施例1及实施例2所见相类似，熔融区存在着典型柱状沃斯田铁晶粒，其是由沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区所组成。同时可观察到分布于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区的高密度纳米级κ-碳化物的真正特性。然而，相较于实施例1(图1(e))及实施例2(图2(b))，本实施例的纳米级κ-碳化物的量似乎有略微减少，据推测可能是由于本实施例中所用焊条的碳含量较低所致。此外，值得注意的是，在熔融区内以及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹。同时，原先存在于焊接热影响区及母材区的纳米级κ-碳化物的密度显然不受焊接程序影响。[0199]图3(e)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图3(f)，其显示了熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为402维氏硬度、417维氏硬度及420维氏硬度。显而易见的，在熔融区有微不足道的软化现象。值得注意的是，在本实施例中，相较于经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的显微硬度(350～400维氏硬度)(如同先前技术中所述)，本实施例熔融区的显微硬度仍然是相当大的。[0200]图3(g)为取自熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像。相较于实施例1(图1(h))及实施例2(图2(e))中所示，此图中纳米级κ-碳化物的密度稍微下降。图3(h)中所示选区电子绕射图型确认了熔融区的显微组织是由沃斯田铁及κ-碳化物所组成。图3(i)是取自从熔融区的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，显示熔融区内的铁、锰及铝分别约为61.9％、27.6％及10.5％。而本焊后状态样本的抗拉测试则显示，经抗拉测试而破裂的样本在熔融区存在有大量塑性变形，而缩颈及破裂主要也是发生在熔融区。另一方面，母材区则具有相当少量的变形。这可能是由于熔融区的显微硬度值(约402维氏硬度)和母材区(约420维氏硬度)相比相当低。结果是，尽管熔融区内有明显的延展变形，相较于以上所述的实施例，本实施例的总伸长率有略微下降。而本焊后状态样本的焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为916百万帕、1035百万帕及33％。[0201]从以上所述结果看来，显而易见的是，本实施例焊接件的显微组织及因而发生的机械特性都和实施例1及实施例2所见非常类似。[0202]实施例4[0203]在本实施例中，所使用母材和实施例3中所用相同。本实施例所用母材板材，其尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。焊条的标准组成成分为铁-29.5锰-9.8铝-1.48碳(fe-29.5mn-9.8al-1.48c)，直径约2.4毫米。使用纯氩气作为保护气体，以钨极气体保护电弧熔接进行熔融焊接，其焊接参数和实施例1所用的相类似。[0204]图4(a)显示了包含熔融区、焊接热影响区及母材区的该焊后样本的典型的扫描式电子显微镜影像。很明显的，熔融区的显微组织和先前实施例1到3所看到的非常类似，也就是典型柱状沃斯田铁晶粒，其由沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区所组成。还是能观察到纳米级κ-碳化物密集地分布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内此特征。不过，由于本实施例中所用焊条的碳含量更为减少，散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物的量似乎有稍微减少。此外，值得注意的是，在熔融区内以及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹。同时，原先存在于焊接热影响区及母材区的纳米级κ-碳化物，在焊接过程中，其密度显然并未受到影响。图4(b)展示了横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图4(c)。图4(c)显示了熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为385维氏硬度、414维氏硬度及419维氏硬度。熔融区显维硬度的下降，据推测可能是因为本实施例中所用焊条的碳含量的降低所造成。值得注意的是，如先前各个实施例中所见，没有任何由熔融熔接所造成的明显的软化现象。[0205]图4(d)为取自熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，其显示了存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物。然而，很明显可见，存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物，相较于前述实施例1到3所观察到的纳米级κ-碳化物，其密度有稍微下降。图4(e)中所示取自熔融区的选区电子绕射图型确认了熔融区的显微组织的确是由沃斯田铁及κ-碳化物所组成。图4(f)是取自从熔融区的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，显示熔融区内的铁、锰及铝分别约为61.7％、28.8％及9.5％。抗拉测试则显示，本实施例的焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为875百万帕、1012百万帕及29.8％。经过仔细检查之后，发现经抗拉测试而破裂的样本在熔融区具有延伸塑性变形的典型特性。然而，由于熔融区(约385维氏硬度)和母材区(约419维氏硬度)两者具有相当大的显微硬度差异(参见图4(c))，变形几乎都发生在熔融区，而焊接热影响区及母材区则存在有相当少量的变形，因此造成整体伸长率的全面下跌。尽管如此，经过抗拉测试后，在熔融区所观察到的严重的缩颈、无波形表面及弯曲破裂模式(meanderingfracturepattern)，表示该焊道具有良好的延展性。[0206]值得注意的是，本实施例中熔融区的显微硬度(约385维氏硬度)，和现有技术中所述经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的显微硬度(350～400维氏硬度)相比，两者硬度相似。从以上的扫描式电子显微镜及穿透式电子显微镜结果可以看出，本实施例中所使用设计成分组成的焊条，在熔融区仍保留了大多数的显微组织特性，换句话说，此特性就是指存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物。因此，可以合理地预期熔融区应具有卓越的降伏强度及延展性组合值，而这是使用了本发明所提供的焊条所致。实际上，本实施例中的焊接件所测得的降伏强度(约875百万帕)及伸长率(约29.8％)，相较于经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金所测得值(降伏强度：约680～990百万帕，伸长率：55～26％)，两者相当类似。[0207]实施例5[0208]在本实施例中，所使用母材和实施例1中所用相同。本实施例所用母材板材尺寸为80毫米×80毫米×8毫米。两块母材板材经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。本实施例所使用焊条的标准组成成分为铁-33.8锰-10.6铝-1.38碳(fe-33.8mn-10.6al-1.38c)，直径约2.4毫米。使用75％氩气加25％氦气作为保护气体，以钨极气体保护电弧熔接进行熔融焊接，其焊接参数和实施例1所用的相类似。[0209]图5(a)为扫描式电子显微镜影像，其显示了包含熔融区、焊接热影响区及母材区的焊后样本的显微组织。和先前实施例1到4相类似，熔融区是由典型柱状沃斯田铁晶粒所组成，且仍能观察到有大量纳米级κ-碳化物均匀地散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的特征。然而，纳米级κ-碳化物的密度却大为减少。另一方面，原先存在于焊接热影响区及母材区的纳米级κ-碳化物，在焊接过程中，其密度显然并未受到影响。此外，值得注意的是，在熔融区内以及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹。图5(b)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图5(c)。图5(c)显示了熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为369维氏硬度、385维氏硬度及412维氏硬度。在熔融区的显微硬度的下降，据推测可能是因为本实施例中所用焊条的碳含量较低所造成，而此较低碳含量很显然地会造成分布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物的密度的进一步下降，变得更低。[0210]图5(d)为取自熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，显示了出现在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物。同时可发现，相较于前述实施例1-4内所观察到的纳米级κ-碳化物，存在于本实施例中沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物的密度大幅地减少。图5(e)中所示为取自熔融区的选区电子绕射图型，此图再次确认了熔融区的显微组织确实是由沃斯田铁及κ-碳化物所组成。图5(f)是取自熔融区的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，显示熔融区内的铁、锰及铝分别约为56.6％、33.1％及10.3％。[0211]抗拉测试则显示，本实施例的焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为725百万帕、1005百万帕及23.8％。经过仔细检查之后，发现经抗拉测试而破裂的样本在熔融区具有明显的延伸塑性变形现象。然而，由于熔融区(约369维氏硬度)和母材区(约412维氏硬度)两者具有相当大的显微硬度差异(参见图5(c))，在经抗拉测试而破裂的样本内，变形几乎都发生在熔融区，而焊接热影响区及母材区只有轻微的变形，因此造成整体伸长率的大幅下跌。[0212]从以上所述结果看来，显而易见的是，本实施例所使用设计组成成分的焊条，仍保留了本发明所公开的熔融区内大多数的显微组织特性。此外，熔融区因而得到的显微硬度(约369维氏硬度)，和那些经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的显微硬度(约350～400百万帕)相比，还是不相上下的。如实施例4中所述，由于显微组职及因而得到的显微硬度具有高度相似性，可以预期的是，本实施例的熔融区也具有令人满意的降伏强度及伸长率组合值。这里要特别强调的是，本发明实施例1到5中所使用母材的显微组织的特性。也就是说，在经热轧后状态下，母材的显微组织是由完全沃斯田铁及均匀分布在沃斯田铁基底内的高密度纳米级κ-碳化物所组成。而纳米级κ-碳化物的密度，甚至比经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金内的纳米级κ-碳化物密度相比，还要高得多。因此，实施例1到5中所用母材的显微硬度(约412-420维氏硬度)和经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的显微硬度(约350-400维氏硬度)相比，全都要高得多。[0213]实施例6[0214]本实施例的目的为尝试厘清如进一步降低焊条内的碳含量，会对焊后状态样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例中所使用母材和实施例1中所用相同。母材板材尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接，其焊接参数类似实施例1中所用参数。本实施例所使用焊条的标准组成成分为铁-31.8锰-9.2铝-1.25碳(fe-31.8mn-9.2al-1.25c)，直径约2.4毫米。[0215]图6(a)为该焊后样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的典型的扫描式电子显微镜影像。熔融区的显微组织清楚显示了数个和以上所述实施例1到5截然不同的特性。首先，基底仍然是含有沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区的完全沃斯田铁。然而，并没有κ-碳化物散布在沃斯田铁树枝状结晶胞内，而在共晶区内的κ-碳化物的量是大幅减少。为了更清楚了解此特性，请参见插入图6(a)右上角，该标示区域(箭号所指示处)的放大影像。此特性和述实施例1-5中所描述的显微组织截然不同。事实上，此特性和周及李(chouandlee)两位在碳含量不大于1.29重量百分比的铁锰铝碳合金的自体熔焊所观察到的现象很类似，也就是说，如现有技术中所述，没有κ-碳化物散布在沃斯田铁树枝状结晶胞内。[0216]图6(b)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图6(c)。很明显地从这两图中可知，焊接热影响区及母材区的显微硬度约为412维氏硬度，然而，熔融区的显微硬度却会快地掉到只有242维氏硬度。此维氏硬度值，非常近似于如现有技术中所述的，处于溶液热处理及淬火后状态下，碳含量不大于1.2％的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的维氏硬度值210-230维氏硬度。一般认为，在沃斯田铁树枝状结晶胞内没有出现κ-碳化物，以及共晶区内大幅减少的κ-碳化物，都是造成熔融区显微硬度大幅暴跌的主要原因。[0217]图6(d)为样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。结果显示，焊接件的降伏强度、极限抗拉强度伸长率分别约为462百万帕、938百万帕及14％。很显然地，使用本实施例所得的焊接件，其降伏强度和伸长率很难令人满意。伸长率会显著下降的主要理由可能是由于熔融区的显微硬度(约为242维氏硬度)比起焊接热影响区及母材区的显微硬度(约为412维氏硬度)要小得多。于是，在抗拉测试期间，焊接件整体的变形基本上就是局限在熔融区，然而焊接热影响区及母材区几乎是没有变形，均维持原状，所以导致伸长率的显著下滑。同时在图6(d)中可观察到破裂裂缝(fracturingcrack)似乎是从熔融区及焊接热影响区间界面(如箭号所示)开始出现，接着横向地穿透熔融区，形成弯弯曲曲的锯齿状裂痕线(fractureline)。在熔融区内的伸长率据估计约为27％。事实上其显微硬度只有约242维氏硬度，而特定范围内的变形、缩颈的开始发生，以及随后的裂痕，全都发生在熔融区内，表明了熔融区的强度比起焊接热影响区及母材区的强度要低得多。主要的理由可能是由于没有κ-碳化物散布在沃斯田铁树枝状结晶胞内，而且在共晶区内的κ-碳化物的量大幅减少。具有1.25wt.％碳含量的焊条在凝固过程中，似乎是不足以促进纳米级κ-碳化物形成于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内，而上述纳米级κ-碳化物的形成也是本发明所公开的最独特的特性。[0218]实施例7[0219]本实施例的目的是调查焊条内较高的碳含量会对焊后样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例中所使用母材和实施例3中所用相同。母材板材尺寸为80毫米×80毫米×10毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。以钨极气体保护电弧熔接进行熔融焊接，其焊接参数和实施例1所用的参数相类似。本实施例所使用焊条的标准组成成分为铁-30.5锰-8.9铝-2.2碳(fe-30.5mn-8.9al-2.2c)，直径约2.4毫米。[0220]图7(a)是焊道的巨观影像，清楚显示有一巨大裂缝(macrocrack)穿透该焊道。很明显地，焊条内较高的碳含量会导致严重的凝固热裂效应。图7(b)为该焊后状态样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。此图清楚显示熔融区主要是由典型的柱状沃斯田铁晶粒所组成，同时具有高密度纳米级κ-碳化物散布在沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内。此一特性近似于实施例1到5中所观察到的。然而，可以在晶界(如图7(b)内箭号所指示)观察到有些微米大小(μm-sized)的粗大碳化物。请参见插入图7(b)右上角，该标示区域(箭号所指示处)的一放大影像，该图清楚显示在形成于晶界的粗大碳化物附近有无沉淀区。而众所周知，晶界沉淀物及相关的无沉淀区两者会对机械特性，特别是伸长率，产生负面影响。此外，图7(b)也显示了在熔融熔接过程中，原先存在于焊接热影响区及母材区的纳米级κ-碳化物的密度显然不受影响。[0221]图7(c)为取自熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，明白显示了除了高密度纳米级κ-碳化物外，还有一些微米大小的粗大沉淀物(标示为k)存在于沃斯田铁晶界。此外，在粗大沉淀物的附近有明显的无沉淀区。图7(d)是取自于晶界粗大沉淀物(标示为k)的选区电子绕射图型，显示这些晶界粗大沉淀物是具有l′12结构的κ-碳化物，此结构和散布在沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物结构相同。图7(e)是一晶界粗大κ-碳化物的典型穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，显示粗大κ-碳化物的组成成分的铁、锰及铝含量分别约为56.7％、34.2％及9.1％。[0222]基于以上所述各个观察结果，可以很清楚地得知，虽然焊条中较高的碳含量(即2.2％重量百分比)会造成高密度纳米级κ-碳化物存在于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内，但也会导致有些粗大κ-碳化物出现在晶界。因此可预期该晶界粗大κ-碳化物及其相关的无沉淀区不只会对焊接件造成某些负面影响，例如延展性，同时会导致焊道内严重的凝固热裂效应，如图7(a)中所示。[0223]实施例8[0224]在本实施例中，将说明焊条内较高的铝含量会对焊后样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例中所使用母材和实施例1中所用相同。两块母材板材尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例1所用的相类似。焊条的标准组成成分为铁-30.5锰-12.5铝-1.55碳(fe-30.5mn-12.5al-1.55c)，直径约2.4毫米。[0225]对焊接件的初步检查显示了在部分焊道出现了凝固热裂(solidificationhotcracking)，如图8(a)中的箭号所示。在图8(b)中所示的扫描式电子显微镜影像显示熔融区的显微组织，主要包含典型柱状沃斯田铁晶粒，其由沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区所组成。和先前实施例1到5所观察到的相似，有高密度纳米级κ-碳化物存在于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内。然而，除了以上所述的这些特性之外，在沃田铁晶界可观察到一些离散颗粒(discreteparticles)，如图8(b)中的箭号所指和符号α所标示处。图8(c)为取自离散颗粒的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析(tem-eds)，显示其组成成分的铁、锰及铝含量分别约为52.3％、34.2％及13.5％。很显然地，在离散颗粒内所含的铝成分浓度竟高达13.5％，这表示在焊接过程中，富含铝颗粒会形成于沃斯田铁晶界。在沃斯田铁晶界上，富含铝第二相(al-richsecondaryphase)的存在会使铁锰铝合金的延展性急剧恶化，此点已经确定了。因此，在焊条内过多的铝含量，不仅在焊接过程中会导致凝固裂纹的形成，还会造成有负面影响的富含铝相形成于沃斯田铁晶界。[0226]实施例9[0227]本实施例主要目的在检查焊条内较高的锰含量会对焊后状态样本内的熔融区特性造成何种影响。所使用母材和实施例1中所用相同。母材板材尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例1所用的相类似。本实施例所用焊条的标准组成成分为铁-20.1锰-8.5铝-1.52碳(fe-20.1mn-8.5al-1.52c)，直径约3.2毫米。[0228]图9(a)为该焊后样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。熔融区的显微组织很明显和以上所述实施例1到5所观察到的截然不同。虽然仍能在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内观察到高密度的纳米级κ-碳化物，但同时存在有大量的离散肥粒铁相(discreteferritephase)(图9(a)中箭号所指示和符号α所标示处)散布在整个熔融区内。据估计肥粒铁相的体积分率(volumefraction)约为18％，这是使用尖端计数技术(point-countingtechnique)计算所得值。[0229]图9(b)为取自熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，显示了散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物，此外，很明显可见还有一些微米大小的粗大κ-碳化物形成于沃斯田铁/肥粒铁晶界。图9(c)是取自于图9(b)中圈选区域的选区电子绕射图型，明白显示有三相(threephases)的存在，沃斯田铁相、肥粒铁相及κ-碳化物。在沃斯田铁和肥粒铁相，两者间的晶体方位关系(orientationrelationships)分别为和图9(d)及图9(e)分别显示取自沃斯田铁树枝状结晶胞区及肥粒铁区的典型穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。沃斯田铁树枝状结晶胞及肥粒铁内的定量分析结果显示，其化学组成成分分别为铁-20.6％锰-8.2％铝(fe-20.6％mn-8.2％al)及铁-15.8％锰-8.8％铝(fe-15.8％mn-8.8％al)。[0230]基于以上所述的结果，在此实施例中有趣且值得注意的一点是，对具有铁-(17.5～35)锰-(7.1～12)铝-(0.8～1.2)碳(fe-(17.5～35)mn-(7.1～12)al-(0.8～1.2)c)组成成分的铁锰铝碳合金而言，当经过热轧、溶液热处理及淬火后，合金的显微组织总是呈现单相的沃斯田铁，如现有技术中所述。因此，本实施例进一步证明了，即使是具有相同化学组成成分的材料，经过熔融熔接后，其显微组织可能会和那些经过一般热处理程序(heat-treatmentprocesses)所得材料的显微组织大不相同。显而易见地，为了使熔融区显微组织为无肥粒铁的完全沃斯田铁(ferrite-freefullaustenite)，且具有高密度纳米级κ-碳化物散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内，在本实施例所用焊条内的锰含量基本上应该要高于约20％(重量百分比)。[0231]实施例10[0232]在本实施例中，调查了焊条内添加钛会对焊后样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例中所使用母材为一种经热轧且标准组成成分为铁-29.3锰-9.3铝-1.75碳(fe-29.3mn-9.3al-1.75c)的母材。图10(a)为该经热轧母材的穿透式电子显微镜的明视野影像，明白显示了在热轧程序期间，有高密度纳米级沉淀物(约3-5纳米)均匀地散布在基底内及形成于差排处(箭号所指示处)。图10(b)为选区电子绕射图型，显然确认了母材的基底是完全沃斯田铁相，而高密度纳米级沉淀物则是有规律的且具有l′12结构的κ-碳化物。图10(c)则是取自和图10(a)所示相同区域的(100)κ暗视野影像，显示了出现在沃斯田铁基底内及位在差排处的高密度纳米级κ-碳化物。穿透式电子显微镜的显微组织分析确认了本实施例中所使用的该经热轧母材的显微组织为单相沃斯田铁，具有均匀散布的高密度纳米级κ-碳化物。抗拉测试显示该经热轧母材的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为1020百万帕、1198百万帕及45％。[0233]两块经热轧的母材板材尺寸为80毫米×80毫米×12毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例2所用的相类似。本实施例所用焊条的标准组成成分为铁-28.5锰-9.3铝-1.82碳-1.6钛(fe-28.5mn-9.3al-1.82c-1.6ti)，直径约1.2毫米。图10(d)显示了焊后样本的巨观影像，显示了整个焊道似乎具有非常平滑的形态，没有目视可见的巨大裂缝及孔洞。图10(e)是该焊后样本一包括熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。从图10(e)中可看到好几个因添加钛所造成的显著特性。第一，在熔融区内沃斯田铁晶粒的尺寸比起先前实施例1到5中所看到的尺寸明显要小得多，甚至比焊接热影响区及母材区内的要更小。第二，沃斯田铁晶粒的形态变得更像球形，较没有向性。然而，很明显的是还是有高密度纳米级κ-碳化物均匀地散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区。另外，尽管可以看出在焊接热影响区的沃斯田铁晶粒有稍微成长，原先存在母材区的高密度纳米级κ-碳化物仍然不变。最后一点，值得注意的是在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹，这表示使用本发明所提供的焊条可以显著消除在经熔融焊接的沉淀硬化型合金常见的凝固裂纹和液化裂纹。图10(f)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图10(g)，此图显示了本发明焊后样本的熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为451维氏硬度、435维氏硬度及436维氏硬度。很明显地，熔融区没有出现任何在多数熔融焊接的沉淀硬化型合金最常见的软化现象。这主要是因为在熔融焊接后的状态下(图10(e))，有高密度纳米级κ-碳化物存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。此外，除了纳米级κ-碳化物，还有大量的高硬度(2200～3500维氏硬度)纳米级富含钛的钛碳化物(ti-richti-carbides，形成于共晶区内(图10(h))。结果是，熔融区不只没有出现软化现象，同时还具有比母材区更高的显微硬度。[0234]使用穿透式电子显微镜对熔融区薄箔进行检查，结果显示，随着钛的添加，在共晶区内形成大量具有规律的面心立方结构的纳米级钛碳化物。图10(h)就是一个典型的例子，在其穿透式电子显微镜的明视野影像中，清楚可见沃斯田铁树枝状结晶胞的长度只有约100-150纳米左右，而在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内，则有高密度纳米级κ-碳化物(约3-5纳米)均匀地散布其间。此外，在共晶区内，也有一些尺寸稍大的纳米级钛碳化物(约6-10纳米)，如图10(h)中箭号所示。图10(i)是取自图10(h)中圈选区域的选区电子绕射图型，显示了沃斯田铁基底、κ-碳化物及钛碳化物的共存现象。依据选区电子绕射图型的分析结果指出，此三相彼此之间的晶体方位关系是立方晶对立方晶(cubic-to-cubic)。图10(j)是取自同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，证明了在共晶区内确实出现富含钛的钛碳化物。由于实施例1和实施例10中所使用焊条的标准组成成分具有大略相同的铝及碳含量，除了实施例10中添加了约1.6％重量百分比的钛。因此应该将图1(h)和图10(h)中所显示的熔融区显微组织互相比较，在图1(h)内，虽然其沃斯田铁树枝状结晶胞的尺寸略为大于图10(h)中的沃斯田铁树枝状结晶胞，但图1(h)在沃斯田铁树枝状结晶胞内的纳米级κ-碳化物密度似乎比图10(h)(添加钛的样本)中的稍为高些。此外，两者在共晶区内都有大量的高密度纳米级沉淀物(图1(h)内为κ-碳化物，而图10(h)中为富含钛的钛碳化物)。然而，实施例10中熔融区的显微硬度(约为451维氏硬度)比起实施例1的显微硬度(约为425维氏硬度)已经是大得多了。造成此现象主要原因可能是，富含钛的钛碳化物的硬度约为2200～3500维氏硬度，比起(fe,mn)3alc碳化物的硬度(约630-670维氏硬度)高过太多。[0235]抗拉测试显示该焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为1006百万帕、1145百万帕及40％。图10(k)展示了样本在抗拉测试之前及之后的巨观影像。在熔融区内的波形变形表面(corrugateddeformationsurface)明确地证实了焊道的延展特性。此外，可以看见抗拉破裂(tensile-fractured)样本的边缘仍然维持平行，跨越了熔融区和母材区，基本上宽度相同，如图10(k)中fz、bm及int所示，此处int代表熔融区和母材区之间界面的宽度。如实施例1及实施例2中所讨论的细节所述，如此特殊的变形特性强烈暗示了熔融区和母材区的降伏强度大约是在相同等级。如上所述，熔融区内所获得惊人的降伏强度及显微硬度可以归因于存在于熔融区内的高密度纳米级κ-碳化物及纳米级富含钛的钛碳化物。同时值得注意的是发生在母材区内的轻微缩颈现象，最终造成破裂，进一步显示了熔融区的抗拉强度要比母材区高，而此现象和图10(g)内所显示的熔融区具有较大显微硬度的现象一致。[0236]基于以上所述分析，很显然在焊条内添加钛会造成下列优势效应。第一，熔融区内的沃斯田铁晶粒，会从柱状变成球状(globular)，同时晶粒尺寸明显细化(refinement)。第二，在焊后状态下，高密度的纳米级κ-碳化物存在于大为细化的沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。另外，还有大量的高硬度的纳米级富含钛的钛碳化物形成于共晶区内。第三，组成熔融区的沃斯田铁树枝状结晶胞、纳米级κ-碳化物及纳米级富含钛的钛碳化物全都是具有延展性的面心立方结构。此外，熔融区内的κ-碳化物及富含钛的钛碳化物的尺寸仅有3-10纳米，因此可以非常有效地改善机械特性，特别是降伏强度，而不会造成延展性显著下滑。所以，使用本发明中所提供的焊条后，焊后样本的熔融区可同时具有卓越的硬度、降伏强度、极限抗拉强度及延展性的组合值。[0237]实施例11[0238]在本实施例中，调查了焊条内添加的铌会对焊后样本内的熔融区特性造成何种影响。所使用母材和实施例十中所用户相同。两块母材板材尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例1所用的相类似。所用焊条的标准组成成分为铁-29.5锰-8.2铝-1.56碳-1.0铌(fe-29.5mn-8.2al-1.56c-1.0nb)，直径约3.2毫米。图11(a)显示该焊接状态样本的巨观影像，显示了整个焊道具有非常平滑的形态，没有任何目视可见的巨大裂缝及孔洞。图11(b)为该焊接状态样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。不同于之前添加钛的样本(实施例10)所见，本实施例熔融区内的沃斯田铁晶粒的形态混合了球形(“globular”)及类似柱状(“columnar-like”)两者。然而，和实施例10所观察到的现象相类似，可以观察到有高密度的纳米级κ-碳化物均匀地散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。同样地，在焊接热影响区的沃斯田铁晶粒有略微生长，而原先存在于经热轧母材区内的高密度纳米级κ-碳化物基本上在熔融熔接期间仍然维持不变。此外，值得注意的是，在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹，这表示使用本发明所提供的焊条可以显著消除凝固裂纹和液化裂纹。图11(c)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图11(d)，此图显示了本发明焊接状态样本的熔融区、焊接热影响区及母材区的显微硬度分别约为431维氏硬度、435维氏硬度及437维氏硬度。显而易见地，熔融区没有出现任何在多数熔融焊接的沉淀硬化型合金最常见的软化现象。类似实施例10中所观察到的现象，主要的原因是由于有高密度纳米级κ-碳化物存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内，以及在共晶区内有大量的高硬度(2000～3200维氏硬度)纳米级富含铌的铌碳化物(nb-richnb-carbides)(图11(e))。因此，熔融区的显微硬度和焊接热影响区及母材区的显微硬度相比大约是在相同等级。[0239]类似添加钛样本(实施例10)中所观察到的现象，穿透式电子显微镜分析显示，大量具有规律的面心立方结构的纳米级富含铌的铌碳化物形成于共晶区内。图11(e)为取自焊接件熔融区的典型穿透式电子显微镜明视野影像，其清楚显示本实施例沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区的形态和实施例10中所观察到的相比截然不同。树枝状结晶胞及其周遭的共晶区似乎更圆(roundish)。不过，具有散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级(约3-5纳米)κ-碳化物的特性仍然不变。共晶区内，除了共晶κ-碳化物，还存在着大量尺寸稍大的纳米级沉淀物(约6-10纳米)，如图11(e)内的箭号所示。图11(f)是取自图11(e)中圈选的区域的选区电子绕射图型，其显示沃斯田铁基底、κ-碳化物及富含铌的铌碳化物的共存现象。依据选区电子绕射图型的分析结果，此三相彼此之间的晶体方位关系是立方晶对立方晶。图11(g)是取自同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，确认了富含铌的铌碳化物的存在。由于纳米级富含铌的铌碳化物的硬度约为2000-3200维氏硬度，可以预期的是，纳米级富含铌的铌碳化物沉淀会对熔融区特性造成类似影响，这同时也解释了图11(d)所示显微硬度的结果。[0240]抗拉测试显示该焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为980百万帕、1108百万帕及46％。图11(h)展示了样本在抗拉测试之前及之后的巨观影像。在抗拉破裂的样本，很清楚的可在熔融区内观察到波形变形表面及弯弯曲曲的迂回破裂图形，间接表明了熔融区的延展特性。此外，同时可看见一包含母材区、熔融区及其间界面的区域(以bm，fz，及int表示)，其宽度基本上相同，而横越此区的样本边缘仍然平行，如图11(h)所示。此特殊性质暗示了熔融区和母材区的降伏强度大约是在相同等级，而在拉伸应力(tensilestress)下的变形也是均匀地继续进行，直到热熔区内发生缩颈及最终破裂。事实上，发生在热熔区内轻微的缩颈及最终破裂，显示了热熔区内的极限抗拉强度小于母材区的极限抗拉强度。[0241]基于以上所述结果明显可见，焊条内添加了铌具有和添加钛(实施例10)类似的效果，也就是说，除了保留存在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物，在共晶区内形成的纳米级富含铌的铌碳化物显然也有利于强化焊接后样本内熔融区的机械强度及显微硬度，同时仍维持着优异的延展性。如同实施例10中所描述，因为组成熔融区显微组织的所有相全都是具有延展性的面心立方结构，而具强化力的纳米级κ-碳化物及富含铌的铌碳化物尺寸仅有约3-10纳米，同时对增进降伏强度非常有效。因此，借着使用本发明提供的焊条，焊接后样本内熔融区同时具有卓越的硬度、降伏强度、极限抗拉强度及延展性的组合值。[0242]实施例12[0243]在本实施例中，调查了焊条内添加钒会对焊接状态样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例所使用母材和实施例10中所用相同。两块母材板材尺寸为80毫米×80毫米×10毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例1所用的相类似。所用焊条的标准组成成分为铁-31.2锰-9.8铝-1.65碳-1.2钒(fe-31.2mn-9.8al-1.65c-1.2v)，直径约3.2毫米。图12(a)显示该焊接状态样本的巨观影像，显示了整个焊道举有非常平滑的形态，没有任何目视可见的巨大裂缝及孔洞。图12(b)为该焊后样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。类似先前添加铌的样本(实施例11)，影像显示在熔融区内的沃斯田铁晶粒的形态混合了球形及类似柱状两者。此外，如同实施例10和实施例11内所观察到的现象，有高密度的纳米级κ-碳化物均匀地散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。同样地，在焊接热影响区的沃斯田铁晶粒有略微成长，而原先存在于经热轧母材区内的高密度纳米级κ-碳化物基本上在熔融熔接期间仍然维持不变。最后，值得注意的是，在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹。图12(c)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图12(d)，此图显示了本发明焊接状态样本的熔融区、焊接热影响区及母材区的显微硬度分别约为438维氏硬度、434维氏硬度及436维氏硬度。很显然地，在熔融区及焊接热影响没有出现软化现象，这和图12(b)中所显示的独特显微组织一致，其中在所有三个区内的主要强化成分，高密度的纳米级κ-碳化物基本上仍维持不变。此外，添加钒会造成大量的高硬度(2200～3000维氏硬度)纳米级富含钒的钒碳化物(v-richv-carbides)形成于共晶区内(图12(e))，导致熔融区的显微硬度与焊接热影响区及母材区的显微硬度相比，大约是在相同等级，这和实施例11中所观察到的现象相类似。[0244]类似添加钛样本(实施例10)及添加铌样本(实施例11)中所观察到的现象，穿透式电子显微镜分析显示添加钒有类似的效果。也就是有大量具有规律面心立方结构的纳米级富含钒的钒碳化物形成于共晶区内。图12(e)为取自熔融区的穿透式电子显微镜明视野影像，其清楚显示，沃斯田铁树枝状结晶胞的长度仅有约20-60纳米，而且其形态和添加钛样本(图10(h))及添加铌样本(图11(e))中所观察到的不同。然而，仍然可以观察到散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物(约3-5纳米)此一特性。此外，在共晶区内，明显存在着大量尺寸稍大的沉淀物(约6-10纳米)，如图12(e)内的箭号所示。图12(f)是取自图12(e)中圈选的区域，其选区电子绕射图型显示沃斯田铁基底、κ-碳化物及富含钒的钒碳化物的共存现象。依据选区电子绕射图型的分析结果，此三相彼此之间的晶体方位关系是立方晶对立方晶。图12(g)是取自同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，确认了富含钒的钒碳化物的存在。由于富含钒的钒碳化物的硬度和富含铌的铌碳化物及富含钛的钛碳化物的硬度差不多，可以预期富含钒的钒碳化物会对熔融区特性造成类似影响，这同时也说明了图12(d)所示显微硬度的结果。[0245]抗拉测试显示该焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为998百万帕、1167百万帕及44％。图12(h)展示了样本在抗拉测试之前及之后的巨观影像。有趣的是，请注意在抗拉破裂的样本边缘仍然维持平行，而横越包括熔融区及母材区的区域范围基本上宽度相同，在图12(h)内各区分别以bm、fz及int表示(此处in代表母材区和熔融区之间界面宽度)。如同实施例1和2，及实施例10和11中所讨论过的，此特殊性质暗示了熔融区和母材区的降伏强度大约是在相同等级。更仔细检查抗拉破裂的样本，显示在焊道熔融区内波形变形表面(延展性的指标)特别明显。据估计熔融区内的伸长率可高达约28％。此外，当施加的应力超过降伏强度，整个样本，包括熔融区、焊接热影响区及母材区，其塑性变形看起来似乎具有非常均匀的变形，直到在熔融区和焊接热影响区间的界面附近，如图12(h)中的箭号所指示处，发生轻微的缩颈现象，甚或破裂。结果是，即使在破裂后，整体边缘仍然近乎平行。事实上，发生在熔融区和母材区间的界面附近的轻微的缩颈及最终的破裂，是表示熔融区、焊接热影响区及母材区各区内的极限抗拉强度彼此是非常接近的。[0246]基于以上所述结果，很明显的是焊条内添加了钒，会产生和添加钛(实施例10)及添加铌(实施例11)类似的效果。不论如何，除了保留存在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物，在共晶区内形成的纳米级富含钒的钒碳化物显然也有利于强化焊接后样本内熔融区的机械强度及显微硬度。[0247]此外，由于纳米级κ-碳化物(3-10纳米)、富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物及富含钒的钒碳化物全都是和沃斯田铁树枝状结晶一样，具有相同的可延展面心立方结构，所以可以达到惊人的强化效果，但不会造成延展性的显著减少。以上各种详细分析明确指出，借着使用本发明提供的焊条，所得到的熔融区都会有卓越的显微硬度、降伏强度、极限抗拉强度及延展性的组合值。[0248]实施例13[0249]在本实施例中，进一步调查了焊条内添加钛和铌会对焊后状态样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例所使用母材和实施例10中所用相同。两块母材板材尺寸为80毫米×80毫米×12毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例1所用的相类似。所用焊条的标准组成成分为铁-30.6锰-9.2铝-1.88碳-0.8钛-1.0铌(fe-30.6mn-9.2al-1.88c-0.8ti-1.0nb)，直径约3.2毫米。图13(a)显示该焊接状态样本的巨观影像，显示了整个焊道具有非常平滑的形态，没有任何目视可见的巨大裂缝及孔洞。图13(b)为该焊接样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。在此图中，很明显的是所有在熔融区内的沃斯田铁晶粒的形态变成球形，而此球形沃斯田铁晶粒的尺寸大幅细化，甚至比焊接热影响区及母材区内的沃斯田铁晶粒小很多。如同实施例10到12中所述，可以观察到有高密度的纳米级κ-碳化物均匀地散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。而且原先存在于经热轧母材区内的高密度纳米级κ-碳化物基本上在熔融熔接期间仍然维持不变。此外，值得注意的是，在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹。图13(c)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图13(d)，此图显示了本焊接状态样本的熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为467维氏硬度、444维氏硬度及435维氏硬度。熔融区不仅没有出现任何软化现象，同时还具有比起焊接热影响区及母材区高得多的显微硬度。近似实施例10到12，这主要是因为，在焊接后状态下(图13(b))，有高密度的纳米级κ-碳化物存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。此外，在共晶区内，除了纳米级κ-碳化物外，含有大量的高硬度纳米级富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物(图13(e))。因此，熔融区内的显微硬度远大于焊接热影响区及母材区的显微硬度，而且没有出现任何软化的迹象。此外，添加约0.8％的钛及1.0％的铌，似乎会造成熔融区的显微硬度比先前实施例10到12的显微硬度更高，这可能是由于在本实施例内，高硬度纳米级富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物两者的总量增加了。[0250]图13(e)为取自熔融区的穿透式电子显微镜明视野影像，其明白显示本实施例沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区的形态和实施例10到12中所观察到的截然不同。树枝状结晶胞及其周遭的共晶区似乎更为细化，同时彼此更密不可分(intertwined)。然而，具有散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级(约3-5纳米)κ-碳化物的特性仍然不变。此外，在共晶区内，κ-碳化物及尺寸稍大(约6-10纳米)的富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物似乎大幅增加，如图13(e)中箭号所标示。图13(f)是取自图13(e)中圈选的区域的选区电子绕射图型，确认了富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物的存在。[0251]抗拉测试显示该焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为1015百万帕、1168百万帕及38％。图13(g)展示了样本在抗拉测试之前及之后的巨观影像。在熔融区内观察到的波形变形表面间接显示了熔融区的延伸性。此外，可看见该抗拉破裂的样本的边缘仍然维持平行，从母材区、熔融区到母材区和熔融区间界面范围的两侧，距离基本上也相同，如图13(g)中bm、fz及int所示。此特殊性质暗示了熔融区和母材区的降伏强度大约是在相同等级，而在拉伸应力下的变形是均匀地继续进行，直到母材区内发生缩颈及最终破裂，如图13(g)中箭号所示。事实上，发生在母材区内轻微的缩颈及最终破裂，显示了热熔区内的极限抗拉强度比起母材区的极限抗拉强度要大，而此现象和图13(d)中所示热熔区内所得显微硬度比起母材区的显微硬度要大得多是一致的。[0252]基于以上所述结果，很明显的是焊条内添加了钛和铌，会对形态变化及熔融区内沃斯田铁晶粒的尺寸细化产生更明显的效果。此外，此添加也会导致在共晶区内，相较于实施例10及实施例11内所观察到碳化物的量而言，高密度纳米级富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物的量显著增加。更重要的是，存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物的特性仍被大幅保留。如上所述，由于纳米级κ-碳化物(约3-10纳米)、富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物、富含钒的钒碳化物及沃斯田铁树枝状结晶胞全都具有相同的可延展面心立方结构，所以可以达到惊人的强化效果，但不会造成延展性的显著下滑。以上实施例中的详细分析明确指出，通过使用本发明提供的焊条，所得到的熔融区都会有卓越的显微硬度、降伏强度、极限抗拉强度及延展性的组合值。[0253]实施例14[0254]在发展高强度，特别是抗拉强度、高延伸性的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金过程中，显著的进展主要是依赖热处理，包括溶液热处理、淬火处理及理想时效处理，以获得位在沃斯田铁基底内的高密度纳米级κ-碳化物。然而，如现有技术中所述，尽管在过去数十年中有许多人进行了大量相关研究，这些合金的焊接性相关问题大多仍悬而未决。最近，为了确认位于沃斯田铁基底内的高密度纳米级κ-碳化物在保留焊接件的强度(特别是抗拉强度)和延展性此事扮演的关键角色，郑(jeong)等人在2019年曾尝试使用gleeble模拟试验(gleeblesimulation)，以揭示在焊接时，焊接热影响区的显微组织及其对轻量沉淀硬化型沃斯田铁相铁-31.4锰-11.4铝-0.9碳(fe-31.4mn-11.4al-0.9c)合金焊接热影响区的机械特性的影响。他们使用的合金经过在摄氏1200度热轧到13毫米厚度，水淬火，在摄氏1050度进行溶液热处理2小时，再水淬火，接着在摄氏550度进行时效处理100分钟，以获得位在沃斯田铁基底内的高密度纳米级κ-碳化物。时效处理很显然提升了合金的硬度，可将合金从溶液热处理状态下的298维氏硬度，经过摄氏550度时效处理100分钟后，增加到349维氏硬度。模拟试验是使用gleeble模拟试验机。结果显示，当仿真试验样本降温到室温时，在每个经过时效硬化处理的样本的确都出现软化现象，而对峰值温度(peaktemperature)为摄氏1150度的样本而言，可观察到κ-碳化物完全溶解。由这些观察到的现象，可推断级κ-碳化物沉淀物和焊接热影响区机械特性的转变确定有关系。然而，值得注意的是在这些gleeble模拟试验研究中，没有直接进行熔融熔接，所以没有再熔解及再凝固程序，因此无法直接获得熔融区的实际组织及特性值。然而，在他们的gleeble模拟试验研究中，经时效处理样本在加热到峰值温度为摄氏750度到1150度，再降温到室温后，在焊接热影响区会观察到先前存在具有强化效果的κ-碳化物都被溶解及严重的软化现象。事实上，这类现象和7系列沉淀硬化型铝合金(7xxx-seriesprecipitation-hardenedaluminumalloys)在熔融熔接时所发生的状况非常类似，如现有技术中所述。[0255]关于以上所述特点和特征，下列出版文献内有更多细节及相关讨论。[0256][32]s.jeong,g.park,b.kim,j.moon,s.j.park,c.lee,“precipitationbehavioranditseffectonmechanicalpropertiesinweldheat-affectedzoneinagehardenedfemnalclightweightsteels”,mater.sci.eng.a,742(2019)61-68.[0257]在本实施例中，检查了熔融熔接对使用经过时效硬化处理的铁锰铝碳合金作为母材的焊接件特性造成何种影响。母材的标准组成成分为铁-31.5锰-8.5铝-1.25碳(fe-31.5mn-8.5al-1.25c)。在熔融熔接之前，经热轧母材经过在摄氏1050度下1小时的溶液热处理，水淬火，接着在摄氏550度下进行12小的时效处理。两块经时效处理的母材板材，尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数，和实施例1所用的相类似。本实施例所用焊条和实施例3中所用的焊条相同，直径约2.4毫米。[0258]图14(a)为扫描式电子显微镜影像，其显示焊后样本内一包含熔融区，焊接热影响区及母材区的区域的显微组织。在图14(a)中，清楚得知熔融区的显微组织和图3(d)中所见1.58碳-1.5cr(fe-29.3mn-8.8al-1.58c-1.5cr)，直径约3.2毫米。[0266]图16(a)为该焊后样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的典型扫描式电子显微镜影像。熔融区的显微组织主要包含典型柱状沃斯田铁晶粒，同时可观察到在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物，这类似实施例1到5中所观察到的现象。然而，同时在沃斯田铁晶界(如箭号所示)也观察到有大量的微米尺寸的粗颗粒，还有环绕在粗颗粒四周的无沉淀区。图16(b)为取一粗颗粒的扫描式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，显示了这些粗颗粒是富含铬的铬碳化物(cr-richcr-carbides)。如以上实施例15中所述，存在晶界的粗颗粒及伴随出现的无沉淀区会对合金的延展性及强度造成高度破坏。因此，不建议在本发明所提供的焊条内添加会强力形成碳化物的铬合金元素。[0267]在本发明中，有趣且值得注意的是，虽然钛，铌，钒，钼，铬，全都是会强力形成碳化物的合金元素，然而在以上所述实施例中(实施例10到13、实施例15及实施例16)，证实了这些金属会对焊接样本的熔融区的显微组织产生非常不同的影响。对钛，铌，和钒而言，本发明清楚揭示了在熔融熔接时，这些金属能在共晶区内形成纳米级(6-10nm)的富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物及富含钒的钒碳化物，这些熔融熔接时在共晶区形成的金属碳化物不只能大幅改善显微硬度及降伏强度，同时也保留了焊接合金其熔融区内极佳的延展性。相反地，我们的检验也显示了，在焊条内加入钼及铬，会导致微米级粗颗粒的富含钼的钼碳化物及富含铬的铬碳化物成形于沃斯田铁晶界，同时伴随着出现在熔融区内粗碳化物四周明显的无沉淀区，这两者会对焊后状态下合金的延展性带来负面影响。当前第1页12当前第1页12
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：：部分中所述，沉淀硬化(或时效硬化)是改善可延展合金其降伏强度及硬度最有效的手段之一。一般而言，沉淀硬化(或时效硬化)型合金，例如最强的aa7xxx系列铝合金(aa7075)、沉淀硬化型不锈钢及沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金，在经过溶液热处理、淬火处理及最佳时效处理后，高密度纳米级沉淀物会整合地(或半整合地)形成于基底内，因此造成合金降伏强度及硬度的大幅改善，而延展性不会有严重减损。然而，如
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：部分中所举的现有技术所述，所有这些先前因时效处理而存在于基底内且具强化作用的纳米级沉淀物，在熔融熔接时会完全溶解。在熔融熔接后，典型的焊后状态熔融区显微组织是由占绝大多数的树枝状结晶胞(dendritecell)及一些少量的共晶区所组成。更重要的是，在树枝状结晶胞内没有任何沉淀物。如此一来，熔融熔接无可避免地会导致熔融区的严重软化。此外，熔融区是最容易受热裂效应(例如凝固裂纹及液化裂纹)影响的区域，同时会形成孔洞。因此，对于本领域技术人员而言，这三个重大问题仍然是在熔融熔接沉淀硬化型合金时，有待克服的阻碍，即便不是无法克服，但也是极为困难的挑战。[0058]同样地，在经过溶液热处理、淬火处理及时效处理后，高密度强化作用的纳米级κ-碳化物会在沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的沃斯田铁基底中形成。由于高密度纳米级κ-碳化物沉淀在沃斯田铁基底中，因此合金的强度(特别是降伏强度)及硬度会大幅增加，但延展性不会有严重减损。然而，沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的熔融熔接过程中，类似其他沉淀硬化型合金会遭遇熔融区的严重软化、热裂效应(例如凝固及液化裂纹)影响的区域及孔洞等问题，数十年来，仍有待解决。在2017年时，如穆恩(moon)等人所指出：“(沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的)高碳含量会使得汽车结构的焊接变得困难，同时……对合金的更广泛应用形成了一大阻碍”。在2017年，霍尔和葛斯(howellandgerth)的研究也指出，时至今日，还是没有可正式用于这类(沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金)板材的的焊接法。2018年时，赛贝克(sebeck)等人进一步指出：“此类合金(沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金)的高镁含量对焊接程序而言，是一大挑战……，例如焊条的兼容性有限……”。在2018年，埃文斯(evans)等人呼吁：“有必要开发沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金用的特殊金属焊料”。看起来以上所述各点仍然是此领域的普遍共识。[0059]为了克服所有这些在沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金在熔融熔接时所遭遇的悬而未决的问题，本发明的发明人基于在材料研究方面，包括铁锰铝碳合金的设计及技术发展数十年的实务经验，对焊条设计进行了许多试验并提出了本发明。[0060]本发明的特色在于，在使用本发明所提供的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金熔融熔接用焊条时，在焊后状态下，熔融区的显微组织及焊道(weldingbead)具有下列特性，这些特性不但是前所未见，同时还能完全解决熔融区软化及热裂问题。[0061](1)在焊后状态下，会有高密度纳米级κ-碳化物(约3-5纳米)存在于树枝状结晶胞中，这种绝无仅有的结构是本发明所公开的最引人注目的特色。如现有技术中所述，熔融熔接后，在焊后状态下的熔融区会具有优异的硬度及强度(特别是降伏强度)，和那些经过优化时效处理而且碳含量不大于1.2重量百分比的铁锰铝碳合金的硬度及强度相比差不多，甚至是更高。这种结果和那些沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金(如aa7075沉淀硬化型铝合金、沉淀硬化型不锈钢及沉淀硬化型铁锰铝碳合金等等)熔融熔接相关的现有技术中所提及的结果截然不同。在现有技术中，沉淀硬化型碳合金经过熔融熔接，总是会造成原先存在于母材中基底内的高密度强化(或硬化)用纳米级沉淀物完全溶解。在焊后状态下，熔融区的显微组织主要是由占绝大多数的树枝状晶胞及一些少量共晶区所组成。更显而易见的是，在焊后状态下的熔融区中的树枝状结晶胞内观察不到任何沉淀物，而这会造成熔融区的严重软化。[0062](2)在焊后状态下，熔融区的沃斯田铁晶粒内，在树枝状晶胞尖端会有纳米级κ-碳化物，而这在凝固时似乎会延缓树枝状晶胞的生长。结果就是，形成于柱状沃斯田铁晶粒中的沃斯田铁树枝状晶胞(austenitedendritecells的长度及间距分别只有仅仅约20-30微米及约5-10微米，不像在经熔融熔接的aa7075铝合金及其他铁锰铝碳合金中所观察到的。在熔融熔接后，这些合金内的熔融区的显微组织通常会含有很大一部分是长型(大于200-300微米)的一次树枝状结晶。此外，存在于共晶区内纳米级(约6-10纳米)κ-碳化物的量，会比在先前研究中经熔融熔接处理且碳含量不大于1.29重量百分比的铁锰铝碳合金内所观察到的碳化物的量要大得多。[0063](3)通过在焊条中加入适量的钛，铌，及钒，在焊后状态下，除了存在于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物，还有形成于共晶区内大量的富含钛的钛碳化物(ti-richti-carbides)、富含铌的铌碳化物(nb-richnb-carbides)及富含钒的钒碳化物(v-richv-carbides)。这些碳化物都有和沃斯田铁一样，可延展的面心立方结构(fcc)。此外，这些碳化物的硬度极高，可高达约2000～3500维氏硬度。因此在焊后状态下的熔融区的硬度会显著提高，而延展性则并未有重大减损。[0064](4)在焊后状态下，所有存在于熔融区的所有相(phase)，包括基底(沃斯田铁树枝状晶胞加上共晶区)及所有各类沉淀(包括κ-碳化物、富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物及富含钒的钒碳化物)都具有可延展的面心立方结构(fcc)。此外，所有类型沉淀物的尺寸仅有约3-10纳米。因此，焊接物的抗拉测试结果显示在焊后状态下的熔融区具有绝佳的延展性。[0065](5)可通过使用本发明所提供的焊条，彻底解决在沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的熔融熔接过程中，常会遭遇的热裂及孔洞问题(例如凝固及液化裂纹)。这些热裂及孔洞常出现在焊道内、熔融区内及/和熔融区/焊接热影响区间界面附近区域内。[0066]由于使用本发明所提供的焊条，可使熔融区的显微组织具有以上所述特性，经过熔融熔接，在焊后状态下的焊接物的熔融区同时会具有高硬度、高强度(特别是降伏强度)及高延展性。例如，本发明中所获得的可延展熔融区的平均显微硬度值范围落在365～465维氏硬度，相较于现有技术内容中所述，经过热轧，溶液热处理，淬火处理，及摄氏550°～600°下优化时效处理后铁-(17.45～35)锰-(7.1～12)铝-(0.7～1.2)碳(fe-(17.45～35)mn-(7.1～12)al-(0.7～1.2)c)的平均显微硬度值(350～400维氏硬度)要大得多。[0067]为了达成能使在焊后状态下熔融区的显微组织特性及焊道具有以上所述各种特性的目标，本发明进行了全方位的调查，通过大量的实验及分析，以调整此革新焊条的合金设计及更改合金的各种熔融熔接参数。依据本发明，在用于沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金熔融熔接的焊条中，各别合金元素的化学组成成分范围如下所示：锰(23-34％重量百分比，较佳为24-32％重量百分比)；铝(7.5-11.5％重量百分比，较佳为8.0-11.0％重量百分比)；碳(1.35-1.95％重量百分比，较佳为1.40-1.95％重量百分比)；钛(0.0-2.5％重量百分比，较佳为0.1-2.5％重量百分比)；铌(0.0-3.0％重量百分比，较佳为0.1-3.0％重量百分比)；钒(0.0-2.5％重量百分比，较佳为0.1-2.5％重量百分比)；钛，铌及钒的组合值(0-3.0％重量百分比，较佳为0.1-3.0％重量百分比)；其余为铁。[0068]进一步，本发明提出了如下一系列用于沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金熔融熔接的焊条，以重量百分比计，包含：[0069](1)23-34％锰，7.5-11.5％铝，1.35-1.95％碳，其余为铁。[0070](2)24-32％锰，8.0-11.0％铝，1.40-1.95％碳，其余为铁。[0071](3)23-34％锰，7.5-11.5％铝，1.40-1.95％碳，0.1-2.5％钛，其余为铁。[0072](4)23-34％锰，7.5-11.5％铝，1.40-1.95％碳，0.1-3.0％铌，其余为铁。[0073](5)23-34％锰，7.5-11.5％铝，1.40-1.95％碳，0.1-2.5％钒，其余为铁。[0074](6)23-34％锰，7.5-11.5％铝，1.40-1.95％碳，及从钛、铌、钒中选出至少两种元素，其总量小于等于3％，其余为铁。[0075]至于为何能得到上述本发明所揭示的，在焊后状态下熔融区所获得的新颖特性及前所未见特色，主要原因是仰仗对各合金元素其个别效用的深入研究，更多相关细节如下所述：[0076](1)锰：锰是一种强力的沃斯田铁稳定化元素，在维持可延展的面心立方结构相上，扮演最重要的角色。从现有研究已经证实并确认，锰含量大于17.5重量百分比的铁锰铝碳合金，经过热轧，溶液热处理，淬火处理后，如现有技术内容中所述，在室温时具有完全沃斯田铁显微组织。然而，在本发明的实施例9中，在经过熔融熔接，焊后状态下，锰含量为20.1％重量百分比的焊条具有大量存在于焊道的熔融区内的肥粒铁相(ferritephase)，其结构为体心立方(body-centered-cubic,bcc)。为了得到在焊后状态下熔融区的完全沃斯田铁显微组织，在焊条内的锰含量必须要超过22％重量百分比。因此，在本发明所提供的焊条中，锰的浓度设定在23-34％重量百分比，较佳为24-32％重量百分比的范围内。[0077](2)铝：铝是形成(fe,mn)3alc碳化物(κ-碳化物)的主要元素之一。如现有技术内容中所述，κ-碳化物在强化沉淀硬化型铁锰铝碳合金性质方面，是最重要及最有效用的成分。因此，在焊条内的铝含量在引发本发明最独特特性方面发挥重要作用。也就是说，在熔融熔接后，焊后状态下，在熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内会具有高密度纳米级κ-碳化物。本发明设计了一系列具有不同铝浓度的焊条，同时对这些焊条进行全面性的观察及分析。结果显示，当铝浓度低于7.0％重量百分比时，在焊后状态下，熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内没有任何κ-碳化物形成。当焊条内的铝浓度增加到7.5％重量百分比以上时，在焊后状态下，就能在熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内轻易地观察到高密度纳米级κ-碳化物。然而，当焊条内的铝浓度增加到高达12％重量百分比时，除了形成于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物，还会有些富含铝颗粒(al-richparticles)出现在熔融区中的沃斯田铁晶界。众所周知的是，在沃斯田铁晶界存在的富含铝二次相，会导致铁锰铝碳合金的延展性严重恶化。在本发明的实施例8中，进一步观察到形成于熔融区中沃斯田铁晶界的富含铝颗粒，会造成在焊接过程中凝固裂纹的生成。很显然本发明焊条的铝浓度应该要限制在7.5-11.5％重量百分比的范围内，最好是落在8.0-11.0％重量百分比的范围内。[0078](3)碳：碳显然是形成铁锰铝碳化物((fe,mn)3alc,κ-碳化物)的主要元素之一。和以上所述的铝相类似，在焊条内的碳含量对于形成本发明最独特特性也是至关重要。也就是说，在熔融熔接后，焊后状态下，在熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内会具有高密度纳米级κ-碳化物。本发明设计了一系列具有不同碳浓度的焊条，同时对这些焊条进行全面性的观察及分析。结果显示，碳浓度低于1.30％量百分比时，在焊后状态下，在熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内没有形成任何κ-碳化物，当焊条内的碳浓度增加到超过1.35％重量百分比时，在焊后状态下，就能在熔融区中的沃斯田铁树枝状晶胞内轻易地观察到高密度纳米级κ-碳化物。然而，当焊条内的碳浓度增加到超过2.1％重量百分比时，会发现到除了形成于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区的高密度纳米级κ-碳化物，还有些较粗大κ-碳化物出现在熔融区中的沃斯田铁晶界。众所周知的是，在沃斯田铁晶界存在的较粗大κ-碳化物及其相关无沉淀区(precipitation-freezones)，会对铁锰铝碳合金的延展性产生某些严重负面影响。在本发明的实施例7中，进一步发现到对碳含量为2.2％重量百分比的焊条而言，尽管特意调整了焊接程序相关参数，使用各种不同参数组合值，结果合金还是会在焊道内产生严重的凝固热裂纹。所以，本发明焊条的碳含量应该要限制在1.35-1.95％重量百分比的范围内，最好是落在1.40-1.95％重量百分比的范围内。[0079](4)钛、铌及钒：钛、铌及钒是非常强的碳化物形成元素(strongcarbide-formingelements)。本发明同时调查了将这些元素添加到本发明所提供的焊条内，会对在焊后状态下的焊接件的熔融区的显微组织及特性有何影响。结果发现，借着添加适量的钛、铌及钒到焊条中，在焊后状态下的熔融区，其显微组织具有下列鲜明特色：(i)除了形成于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区的高密度纳米级κ-碳化物，还有在共晶区形成的大量纳米级富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物及富含钒的钒碳化物；(ii)这些共晶碳化物(eutecticcarbides)的尺寸仅有约6-10纳米大小；(iii)这些共晶碳化物和形成于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区的纳米级κ-碳化物一样，全都具有具延展性的面心立方结构；(iv)添加这些元素，会使得沃斯田铁树枝状晶胞的尺寸大幅缩减；(v)由于这些富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物及富含钒的钒碳化物都是极其坚硬(约2000-3500维氏硬度)，这些碳化物的存在会在熔融区内造成惊人的强化(硬化)效果，而延展性则不会有显著减损。在此特别要强调的是，本发明最重要的特色是能使熔融区具有高降伏强度及硬度，而此特色成立的条件是，在焊后状态下，沃斯田铁树枝状结晶胞内存有高密度的纳米级κ-碳化物。如上所述，为了获得在焊后状态下形成于熔融区中沃斯田铁树枝状结晶胞内的高密度的纳米级κ-碳化物，焊条的碳含量必须超过1.35％重量百分比。然而，综合实验结果显示当在碳含量为1.35％重量百分比的焊条内添加约1.0％重量百分比的钛，经过熔融熔接后，焊后状态下，没有任何κ-碳化物形成于沃斯田铁树枝状结晶胞内。既然如此，为了得到在焊后状态下，形成于沃斯田铁树枝状结晶胞内的高密度的纳米级κ-碳化物，焊条内的碳含量必须超过1.50％重量百分比。更多实验也显示，为了得到在焊后状态下，形成于沃斯田铁树枝状结晶胞内的高密度的纳米级κ-碳化物，当钛、铌及钒的总含量超过3.5％重量百分比时，焊条内的碳含量必须超过2.2％重量百分比。但在那种情况下，会常常在焊道内观察到凝固热裂纹。不过，通过使用如上所示的本发明的合金设计，所得到合金的熔融区会具有预期中独特的显微组织，及微硬度、降伏强度、极限抗拉强度及延展性的优异组合值。也就是说，这显然证明了此合金设计在促进机械强度方面(特别是在降伏强度上)及改善焊后状态下熔融区的显微硬度方面，具有前所未见的优势，同时仍能保有优异的延展性。[0080](5)铬及钼：铬及钼也是非常强的碳化物形成元素。本发明同时也调查了将铬及钼添加到焊条内，对在焊后状态下熔融区的显微组织所造成的影响。调查显示，将铬及钼添加到焊条内，会造成微米大小、粗的富含钼的钼碳化物及富含铬的铬碳化物形成于焊后熔融区中的沃斯田铁晶界。同时有清晰可见的无沉淀区环绕在熔融区中的粗碳化物周围，这对焊后合金的延展性有负面影响。因此，在本发明中，不建议在焊条内添加铬及钼。[0081]最后，需要特别注意的是，在本发明实施例中所用的母材是热轧高碳含量(as-hot-rolledhighcarboncontent)(碳大于1.5％重量百分比)的铁锰铝碳合金。在熔融熔接前，母材的显微组织是由完全沃斯田铁基底及均匀分布在沃斯田基底内且高密度的具有l′12结构的纳米级κ-碳化物所组成。很有趣的是，在熔融熔接后，在焊接件的焊接热影响区及母材区内，这些高密度的纳米级κ-碳化物并未发生任何显著变化。换句话说，这些高密度纳米级κ-碳化物并无显著溶解或粗化的状况出现。而在其他沉淀硬化型合金(例如aa7075)内，在熔融熔接后，常常可观察到这碳化物溶解或粗化的状况。因此，合金的焊接热影响区没有出现任何明显的软化现象，如以下本发明所提供的实施例中所述。附图说明[0082]图1(a)为实施例1中母材的穿透式电子显微镜显微影像的明视野影像。[0083]图1(b)为实施例1中母材的穿透式电子显微镜显微影像的选区电子绕射图型，区域轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0084]图1(c)为实施例1中母材的和图1(a)中所示相同区域的穿透式电子显微镜显微影像的(100)κ暗视野影像。[0085]图1(d)为实施例1中焊条经碳钨极气体保护电弧熔接程序所得焊道的巨观影像。[0086]图1(e)为实施例1中焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材；插入图显示了图中标示区域的放大影像)。[0087]图1(f)为实施例1中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕(microhardnessindentation)的扫描式电子显微镜影像。[0088]图1(g)为实施例1中图1(f)所示各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0089]图1(h)为实施例1中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜明视野影像，实心和空心箭头分别表示在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的κ-碳化物。[0090]图1(i)为实施例1中取自熔融区的选区电子绕射图型，区域轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0091]图1(j)为实施例1中从焊接件熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪(tem-eds)分析结果。[0092]图1(k)为实施例1中抗拉测试样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0093]图2(a)为实施例2中使用焊条经气体遮护金属电弧熔接所得焊道的巨观影像。[0094]图2(b)为实施例2中一取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，嵌入图为图中标示区域的放大影像。[0095]图2(c)为实施例2中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0096]图2(d)为实施例2中图(c)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0097]图2(e)为实施例2中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜明视野影像，实心及空心箭号分别指向散布于沃斯田铁树枝状结晶胞内及共晶区内的κ-碳化物。[0098]图2(f)为实施例2中取自熔融区的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0099]图2(g)为实施例2中从焊接件熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0100]图2(h)为实施例2中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0101]图3(a)为实施例3中经热轧后母材的穿透式电子显微镜显微影像的明视野影像。[0102]图3(b)为实施例3中经热轧后母材的穿透式电子显微镜显微影像的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)[0103]图3(c)为实施例3中经热轧后母材的穿透式电子显微镜显微影像的取自和图3(a)中所示相同区域的(100)κ暗视野影像。[0104]图3(d)为实施例3中一取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接。[0105]图3(e)为实施例3中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0106]图3(f)为实施例3中图(e)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0107]图3(g)为实施例3中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，实心及空心箭号分别指向散布于沃斯田铁树枝状结晶胞内及共晶区内的κ-碳化物。[0108]图3(h)为实施例3中取自熔融区的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0109]图3(i)为实施例3中从焊接件熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0110]图4(a)为实施例4中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接。[0111]图4(b)为实施例4中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0112]图4(c)为实施例4中图(b)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0113]图4(d)为实施例4中焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像。[0114]图4(e)为实施例4中取自熔融区的选区电子绕射图型，区轴为001(hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0115]图4(f)为实施例4中从焊接件熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0116]图5(a)为实施例5中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接。[0117]图5(b)为实施例5中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0118]图5(c)为实施例5中图(b)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0119]图5(d)为实施例5中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像。[0120]图5(e)为实施例5中取自熔融区的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0121]图5(f)为实施例5中从焊接件熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0122]图6(a)为实施例6中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接，插入图显示了图中标示区域的放大影像。[0123]图6(b)为实施例6中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0124]图6(c)为实施例6中图(b)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0125]图6(d)为实施例6中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0126]图7(a)为实施例7中使用焊条经钨极气体保护电弧熔接焊接后所得焊道的巨观影像，注意在焊道的凝固裂纹。[0127]图7(b)为实施例7中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，插入图显示了图中标示区域的放大影像，箭号指出了形成在沃斯田铁晶界的粗κ-碳化物。[0128]图7(c)为实施例7中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像。[0129]图7(d)为实施例7中取自图7(c)中标示为“k”的粗大κ-碳化物的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0130]图7(e)为实施例7中粗大κ-碳化物的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0131]图8(a)为实施例8中使用焊条经钨极气体保护电弧熔接焊接后所得焊道的巨观影像，注意在焊道的凝固裂纹(箭号所指示处)。[0132]图8(b)为实施例8中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，箭号指出了形成于沃斯田铁晶界的富含铝颗粒(以α表示)。[0133]图8(c)为实施例8中离散的富含铝颗粒的扫描式电子显微镜及x射线能量散布分析仪(sem-eds)分析结果。[0134]图9(a)为实施例9中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接，箭号指出散布在熔融区的离散肥粒铁相(以α表示)。[0135]图9(b)为实施例9中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，离散的肥粒铁相系以α表示，而圆圈标示了形成于肥粒铁/沃斯田铁边界的粗大κ-碳化物。[0136]图9(c)为实施例9中取自图9(b)中圈选的区域的选区电子绕射图型(hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物；(hkl)：肥粒铁)。[0137]图9(d)为实施例9中取自沃斯田铁区的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0138]图9(e)为实施例9中取自肥粒铁区的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0139]图10(a)为实施例10中经热轧后母材的穿透式电子显微镜影像的明视野影像。[0140]图10(b)为实施例10中经热轧后母材的穿透式电子显微镜影像的选区电子绕射图型，区轴为[001](hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物)。[0141]图10(c)为实施例10中经热轧后母材的穿透式电子显微镜影像的取自和图10(a)中所示相同区域的(100)κ暗视野影像。[0142]图10(d)为实施例10中使用焊条经熔钨极气体保护电弧熔接所得焊道的巨观影像。[0143]图10(e)为实施例10中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)。[0144]图10(f)为实施例10中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0145]图10(g)为实施例10中图10(f)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0146]图10(h)为实施例10中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，箭号指向散布于共晶区内的κ-碳化物及富含钛的钛碳化物(ti-richti-carbides)。[0147]图10(i)为实施例10中取自图10(h)圈选区域的选区电子绕射图型(hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物；(hkl)：钛碳化物)。[0148]图10(j)为实施例10中取自图10(h)圈选相同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0149]图10(k)为实施例10中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0150]图11(a)为实施例11中使用焊条经气体遮护金属电弧熔接焊接所得焊道的巨观影像。[0151]图11(b)为实施例11中取自焊后状态下焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)。[0152]图11(c)为实施例11中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0153]图11(d)为实施例11中图11(c)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0154]图11(e)为实施例11中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，箭号指向散布于共晶区内的κ-碳化物及富含铌的铌碳化(nb-richnb-carbides)。[0155]图11(f)为实施例11中取自图(e)圈选区域的选区电子绕射图型(hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物；(hkl)：铌碳化物)。.[0156]图11(g)为实施例11中取自图11(e)圈选相同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0157]图11(h)为实施例11中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0158]图12(a)为实施例12中使用焊条经熔钨极气体保护电弧熔接焊接所得焊道的巨观影像。[0159]图12(b)为实施例12中取自焊后状态焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)。[0160]图12(c)为实施例12中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0161]图12(d)为实施例12中图12(c)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0162]图12(e)为实施例12中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，箭号指向散布于共晶区内的κ-碳化物及富含钒的钒碳化物(v-richv-carbides)。[0163]图12(f)为实施例12中取自图12(e)圈选区域的选区电子绕射图型(hkl：沃斯田铁；hkl：κ-碳化物；(hkl)：钒碳化物)。.[0164]图12(g)为实施例12中取自图12(e)圈选相同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0165]图12(h)为实施例12中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0166]图13(a)为实施例13中使用焊条经熔钨极气体保护电弧熔接焊接所得焊道的巨观影像。[0167]图13(b)为实施例13中取自焊后焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)。[0168]图13(c)为实施例13中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0169]图13(d)为实施例13中图13(c)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0170]图13(e)为实施例13中取自焊接件熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，箭号指向散布于共晶区内的κ-碳化物、富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物。[0171]图13(f)为实施例13中取自图13(e)圈选相同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0172]图13(g)为实施例13中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0173]图14(a)为实施例14中取自焊后焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接，注意母材是经过经过热轧，溶液热处理，淬火处理，接着在550℃时效处理12小时。[0174]图14(b)为实施例14中在熔融区、焊接热影响区及母材进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。[0175]图14(c)为实施例14中图14(b)中各个量测点所测得相对应的显微硬度值。[0176]图14(d)为实施例14中抗拉样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。[0177]图15(a)为实施例15中取自焊后焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接，箭号指向形成于沃斯田铁晶界的粗的富含钼的钼碳化物(mo-richmo-carbides)。[0178]图15(b)为实施例15中形成于沃斯田铁晶界的粗的富含钼的钼碳化物的扫描式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。[0179]图16(a)为实施例16中取自焊后焊接件的扫描式电子显微镜影像(fz：熔融区；haz：焊接热影响区；bm：母材)，焊接使用焊条及钨极气体保护电弧熔接，箭号指向形成于沃斯田铁晶界的粗的富含铬的铬碳化物(cr-richcr-carbides)。[0180]图16(b)为实施例16中形成于沃斯田铁晶界的粗的富含铬的铬碳化物的扫描式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。具体实施方式[0181]下面结合具体实施例来进一步描述本发明，本发明的优点和特点将会随着描述而更为清楚。但这些实施例仅是实施例性的，并不对本发明的范围构成任何限制。本领域技术人员应该理解的是，在不偏离本发明的精神和范围下可以对本发明技术方案的细节和形式进行修改或替换，但这些修改和替换均落入本发明的保护范围内。[0182]在下文中，除非另有说明，本发明所调查具有不同组成成分的铁锰铝碳母材，是在一空气感应炉(atmosphericinductionfurnace)内制备。经过在氩气保护环境(protectiveargonatmosphere)下，以摄氏1150度进行均质化处理(homogenized)2小时后，金属铸块从80毫米厚被热轧成8～12毫米厚的板材，接着在水中淬火处理降温至室温。经热轧的板材接着经过机械加工以形成单一v形接头，后续作为坡口角度(grooveangle)为60度的焊接接头(weldingjoints)使用。焊条的制备是依据所设计的合金组成成分，在一空气感应炉内完成。熔融金属经铸造形成一80毫米×80毫米×1500毫米的钢模。接着将金属铸块加热到摄氏1150度2小时，然后热轧成直径约5毫米的线圈，然后进行酸洗(pickling)及冷抽(colddrawing)，成为直径分别约为1.2、2.4及3.2毫米的焊条。通过气体遮护金属电弧熔接(gmaw)或自熔钨极气体保护电弧熔接(gtaw)程序进行熔融熔接，使用纯氩气或氩气和氦(he)的混合气体作为遮护气体(shieldinggas)。自熔钨极气体保护电弧熔接及气体遮护金属电弧熔接，其遮护气体的典型流速分别为每分钟约10及18升(liters/min)。在气体遮护金属电弧熔接程序中，焊条添加速度为每分钟约200毫米(mm/min)，其使用的电压及电流分别为22～26伏特(v)及140～170安培(a)。对自熔钨极气体保护电弧熔接程序而言，使用的电压及电流分别为15～20伏特及125～200安培，取决于所用焊条的直径大小。在所有实施例中进行的熔融熔接，焊根间隙(rootopening)保持在约1毫米。分别使用光学显微镜(opticalmicroscope,om)、扫描式电子显微镜(scanningelectronmicroscope,sem)及穿透式电子显微镜(transmissionelectronmicroscope,tem)分析焊接件的显微组织。扫描式电子显微镜试样的制备是在使用5％硝酸蚀刻前先进行机械抛光。至于穿透式电子显微镜观察，其薄膜试样是由双喷射式电解抛光机(twinjetelectro-polisher)制备，所使用电解液组成成分为60％醋酸、30％乙醇及10％过氯酸。当用户有需要时，使用附加在扫描式电子显微镜或穿透式电子显微镜上的x射线能量散布分析仪(energydispersivespectrometer,eds)，分析合金或试样的组成成分。值得注意的是，使用x射线能量散布分析仪对原子序小于10的元素(例如碳)进行定量分析的结果是不可靠的，因此该结果常常会被忽略。进行抗拉测试的试样，是依据美国测试和材料管理局(astm)astme8标准(用于金属材料抗拉测试的标准测试方法)制备，试样标距长度为25毫米，标距宽度为6.25毫米，厚度为4毫米。抗拉测试是在室温下进行，使用英士特公司型号8501的万能试验机(instron8501tensiletestingmachine)，以6.7x10-4s-1的应变率(strainrate)进行测试。抗拉强度是在0.2％应变偏移(offsetstrain)时测量。使用显微维氏硬度计量测(vickersmicrohardnessmeasurements)焊接件各不同区域的硬度，如熔融区、焊接热影响区和母材，以归纳其特征。在进行维氏硬度试验时，施加荷重100克力(gf)，荷重持续时间为15秒。[0183]实施例1[0184]图1(a)是使用穿透式电子显微镜观察一热轧后铁-28.5锰-9.0铝-1.55碳(fe-28.5mn-9.0al-1.55c)母材的明视野(brightfield,bf)影像，显示高密度纳米级(约3-5纳米)沉淀物均匀地分布于基底中。如图1(a)中箭号所示，同时要注意到存在于差排(dislocations)处的沉淀物，尺寸上稍微大些(约5-8纳米)，这表示这些沉淀是在热轧程序期间形成的。图1(b)为该热轧后母材的选区电子绕射图型(selected-areadiffractionpattern,sadp)，清楚表明这些高密度纳米级沉淀物是具有l′12结构的铁锰铝碳化物((fe,mn)3alc,κ碳化物,κ-carbides,)。图1(c)为和图1(a)中所示相同区域的(100)κ暗视野(darkfield,df)影像，显示出现在沃斯田铁基底及差排的κ碳化物。此图清楚指出在本实施例中所用母材的热轧后显微组织为具有高密度纳米级κ碳化物均匀散布其间的单相沃斯田铁。抗拉测试结果显示，该热轧后母材的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为952百万帕、1100百万帕及56％。[0185]将两块尺寸为80毫米x80毫米x8毫米的热轧后母材板材，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头(v-groovebuttweld)。在本实施例中，焊条的标准组成成分(nominalcomposition)为铁-27.8锰-9.1铝-1.86碳(fe-27.8mn-9.1al-1.86c)，直径(φ)约2.4毫米。通过钨极气体保护电弧熔接程序进行熔融熔接，使用纯氩气做为保护气体。图1(d)是焊道的巨观影像(macroscaleimage)，显示在焊后样本的熔融区内没有任何肉眼可见的凝固裂纹及孔洞。[0186]图1(e)显示了焊后样本内一涵盖了熔融区、焊接热影响区和母材的区域的典型的扫描式电子显微镜影像。在此图中会立刻注意到和现有熔融熔接沉淀硬化型铁锰铝碳合金(碳含量不大于1.29重量百分比，c≤1.29wt.％)截然不同的数种特性：(i)很明显可见的是在熔融区内，存在典型的柱状沃斯田铁晶粒，由沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区所组成。更重要的是，沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内，存在着高密度纳米级κ碳化物。这是由本发明所首次公开的众多显著特点之一。在现有技术中指出，在熔融熔接后的铁锰铝碳合金(碳含量不大于1.29重量百分比)，不论是在一次或二次沃斯田树枝状结晶内，都没有观察到任何沉淀物，除了存在于共晶区内的少量共晶κ碳化物。此外，在本实施例中，存在于共晶区内的纳米级κ碳化物的量，比在先前研究内碳含量不大于1.29重量百分比的合金中所观察到的碳化物的量多得多。(ii)从图1(e)看来，显而易见的是在柱状沃斯田铁晶粒中没有明显较长的一次树枝状结晶。形成于柱状沃斯田铁晶粒内的沃斯田铁树枝状结晶胞的长度及间距依序分别为大约20-30微米及约5-10微米。很显然地，本实施例中的沃斯田铁树枝状结晶胞大幅细化(“refined”)。这和在现有或传统熔融熔接到处都可观察到的状况相当不同。其中，焊后焊道的显微组织总是由明显可见的一次树枝状结晶所组成，而树枝状结晶的长度延伸长达数百微米(例如：大于300微米)。将造成这些差异的众多原因说明如下。如图1(e)右上角上被标记区的放大影像所示，很清楚可以看到，除了形成于沃斯田树枝状结晶间细小的共晶κ碳化物外，在每一沃斯田树枝状结晶胞的尖端都有沉淀物存在。在熔融熔接后的凝固期间，固液界面(solid-liquidinterface)的稳定性取决于存在于界面附近的热状态及组成过冷(constitutionalsupercooling)状态，而焊道内树枝状结晶的尺寸主要取决于冷却速率及合金组成成分。在此状况下，因为组成过冷而出现在沃斯田树枝状结晶胞尖端的沉淀物，似乎会减缓凝固前沿(solidificationfront)及有效阻碍树枝状结晶胞的生长，因此会进而导致如图1(e)内所示的短得多的树枝状结晶胞。所以焊条的组成成分似乎是造成本实施例中所观察到的又短又窄树枝状结晶构造的一个更重要的原因。(iii)本实施例中的熔融区为完全沃斯田铁相，然而在现有技术中，自体熔焊(autogenousfusionwelding)后，凝固的显微构造常常含有一定量的肥粒铁相，即使其母材在焊接前是完全沃斯田铁相。另外，图1(e)也展现了在焊接热影响区及母材区内，并未观察到显著的显微组织的变化。而且，对于本实施例中的熔融区、焊接热影响区及母材区内的κ碳化物，就尺寸及密度而言，并没有可察觉得到的差异。因此，在焊接热影响区内没有软化现象。此外，需要注意的是，在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到丝毫的微裂纹(microcrack)及孔洞(porosity)的踪迹，这表示使用本发明的熔融焊条，可以显著消除凝固与液化裂纹，这两者都是在沉淀硬化型合金融融过程中常见的问题。图1(f)显示，在熔融区、焊接热影响区及母材区内进行的显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。而各个量测点所测得相对应值，则显示于图1(g)内。如图1(g)所示，熔融区平均的显微硬度(约425维氏硬度)，事实上略大于焊接热影响区(约417维氏硬度)及母材区(约412维氏硬度)的平均显微硬度。这和所谓的一般常识，即认为在熔融熔接后熔融区总是最脆弱的区域此一观念成强烈对比。在此值得一提的是，在本实施例中使用的母材区，其热轧后状态下的显微组织为完全沃斯田铁相，具有均匀散布在沃斯田铁基底内高密度的纳米级κ-碳化物，而母材区的显微硬度则是显著大于经过优化时效处理而且碳含量不大于1.2重量百分比的铁锰铝碳合金的硬度(350-400维氏硬度)，如现有技术中所述。[0187]为了能完全了解导致这些前所未见结果的主要原因，必须对熔融区的显微组织进行更详细的分析。穿透式电子显微镜检视显示，在本实施例中，熔融区的基底为完全沃斯田铁相，而在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级沉淀物两者都是κ-碳化物。在图1(h)中所示，其为取自熔融区的明视野电子显微照片(bf(birhgtfield)electronmicrograph)。此图明白指出在沃斯田铁树枝状结晶胞内的κ-碳化物(如实心箭头所指示之处)及相关共晶区内的κ-碳化物(如空心箭头所指示之处)，其尺寸分别属于3～5纳米及6～10纳米等级。而沃斯田铁树枝状结晶胞的长度大约是属于100-300纳米等级。这显示本发明焊条的合金设计可有效抑制树枝状结晶胞在熔融熔接后的凝固过程中的前沿的增长速度。如图1(i)所示，由选区电子绕射图型确认，在焊接件的熔融区内，只有沃斯田铁相及κ-碳化物存在。此外，如图1(j)从熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪(tem-eds)分析结果所示，在熔融区内的组成成分铁、锰及铝的含量分别为64.3％、26.7％及9.0％,。[0188]抗拉测试显示使用本实施例所提供的焊条所得的焊接件存在卓越的延展变形性(ductiledeformationbehavior)，其降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为946百万帕、1086百万帕及44％。图1(k)显示了样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。很明显的是，焊接件整体存在着延伸塑性变形(ductileplasticdeformation)的典型特性。特别是熔融区也出现有塑性变形的典型特性，具有波形表面(corrugatedsurface)及可观的伸长量。由于抗拉样本含有各种不同机械特性的区域(即熔融区和母材区)，因此要由所测得的降伏强度直接推断熔融区和母材区的强度通常会很困难。尽管如此，从经抗拉测试而破裂的样本的各个区域的宽度变化来判断，或许可以区别熔融区和母材区间降伏强度的相对值。例如，如果母材区有较高的降伏强度，当抗拉应力超过熔融区的降伏强度，但仍然低于母材区的降伏强度时，接着熔融区会是第一个出现塑性变形(例如变长变薄)，同时会有宽度缩短(widthreduction)的现象，然而母材区仍然处于弹性范围(elasticregime)内，所以其宽度维持不变，反之亦然。因此当熔融区和母材区两者的降伏强度有显著差异时，在经抗拉测试而破裂样本的各个区域会出现某种程度的宽度变化，而样本的边缘不会平行。相较之下，如果经抗拉测试而破裂样本内的各个区域宽度仍然大致相同，而样本的边缘基本上也保持平行，可以合理推论熔融区和母材区两者具有差不多同样的降伏强度。事实是，横跨包括母材区、焊接热影响区及熔融区这些区域的宽度(在图1(k)内，分别以bm，int及fz标示)基本上都相等，而横越此区的样本边缘仍保持平行，这表示本抗拉测试样本的熔融区及母材区具有大略相同的降伏强度。特别值得强调的是，存在于本实施例中熔融区内非凡的降伏强度完全在预料之中。众所周知的是，高密度纳米级κ碳化物(κ-carbides)的存在会大幅改善材料的降伏强度，而延展性却不会有显著下降，这也是多数沉淀硬化型合金会具有优异降伏强度及伸长率组合值的主要原因。这正是图1(h)所看到的现象。另一方面，在图1(k)中明显可见发生在相对母材区的另一边区域的缩颈(necking)及最终的破裂(箭头指向处)，表示熔融区的极限抗拉强度大于母材区的极限抗拉强度，这可能也和图1(g)中所描述的母材区的硬度稍低现象一致。[0189]实际上，存在于沃斯田铁树枝状结晶胞内的高密度纳米级κ碳化物应该就是造成本实施例熔融区内所获得的高硬度、高强度(特别是降伏强度)，但仍可维持高延展性的主要原因。本实施例中所述熔融区的显微组织无疑是本发明最独一无二及前所未见的特性，而此特性是源于本发明所提供焊条的组成成分设计。[0190]实施例2[0191]本实施例的目的为尝试要厘清改变焊条内的碳含量会对焊后状态下样本的熔融区的特性有何影响。在本实施例中所用的母材和实施例一中所用的相同。然而，本实施例是施用气体遮护金属电弧熔接程序。母材板材尺寸为80毫米×80毫米×12毫米，机械加工后形成单一v型坡口对接接头。执行气体遮护金属电弧熔接程序，使用26伏特的电压，140～170安培的电流。遮护气体(25％氩 75％氦)的流速为每分钟约18升，焊条添加速度为每分钟约200毫米。本实施例中使用的焊条的标准成分为铁-28.2锰-9.2铝-1.72碳(fe-28.2mn-9.2al-1.72c)，直径约为1.2毫米。[0192]图2(a)显示经气体遮护金属电弧熔接所得焊道的巨观影像。从图2(a)中可见，焊道具有非常平滑的形态，在整个焊道内没有出现任何目视可见的巨观裂纹和孔洞。图2(b)显示焊接样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。和实施例1所示相类似，熔融区由典型柱状沃斯田铁晶粒所组成，同时在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内存在有高密度纳米级κ-碳化物。如图2(b)内箭号及图2(b)右上角的放大影像所示，除了形成于共晶区内的细小共晶κ碳化物外，还有存在于每一沃斯田树枝状结晶胞尖端的κ-碳化物。这显示此熔融区的显微组织确实具有和实施例1观察所得非常类似的特性。另外，值得注意的是，在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间界面附近，没有观察到任何微裂纹和孔洞的踪迹。类似实施例1，图2(b)也体现了熔融熔接程序似乎并不会造成本实施例中焊接热影响区内的κ碳化物的溶解及显著粗化。[0193]图2(c)显示熔横跨融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图2(d)。熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为410维氏硬度、412维氏硬度及413维氏硬度。显而易见的，熔融区和焊接热影响区的显微硬度几乎和母材区的显微硬度差不多，这表示熔融区和焊接热影响区没有发生显著的软化现象，这也和图2(b)所展示的独特显微组织相符合，其中最主要的强化成分，即高密度纳米级κ-碳化物，在熔融熔接后，基本上在这三个区域内仍然保持完整。[0194]使用穿透式电子显微镜在熔融区进行检视，发现有大量κ-碳化物，形成于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内，如图2(e)所示。在此穿透式电子显微镜的明视野影像中，可以清楚地见到有高密度纳米级κ-碳化物(约3-5nm)散布于沃斯田铁树枝状结晶胞(如实心箭号所指示处)及共晶区(如空心箭号所指示处)内。和实施例1(图1(h))所描述的结果相比，形成于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内κ-碳化物的密度有些微的下降。图2(f)是取自图2(e)的选区电子绕射图型，其确认了熔融区基底是单一沃斯田铁相，而存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区两者内的沉淀物是κ-碳化物，其具有规律的l′12结构。图2(g)是从熔融区所取得的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，其清楚显示在熔融区内的铁、锰及铝成分的重量百分浓度分别约为63.4％、27.5％及9.1％。[0195]抗拉测试显示，使用本实施例的焊条焊接所得的焊接件也具有出色的延展变形(ductiledeformation)特性，其降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为942百万帕、1075百万帕及36％。图2(h)是样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。很明显的是，整个焊接件存在有延伸塑性变形(ductileplasticdeformation)的典型特征。特别是在熔融区出现弯弯曲曲的迂回破裂图形(zig-zagweavingfracturepattern)及波形破裂表面(corrugatedfracturesurface)，这就是延展变形特性。另外，有趣的是，如同实施例1中所述，能观察到，包含母材区、熔融区及它们之间的界面的区域的宽度(在图2(h)中分别以bm，fz及int表示)基本上相同，而样本横跨此区域的边缘仍保持平行，这表示本抗拉测试样本的熔融区及母材区具有大致相同的降伏强度。而熔融区会有如此高的降伏强度的主要原因和实施例1中所述相同。然而，在此情况下，与不同于实施例1中所观察到的现象是，本实施例在熔融区中有轻微的缩颈及破裂，而不是在母材区，这表示相较于母材区而言熔融区具有稍微低些的极限抗拉强度。事实上，这和另一现象，即相较于母材区(显微硬度值约410维氏硬度)而言熔融区内的显微硬度值稍低(约410维氏硬度)是一致的。基于实施例1及实施例2中所展现的结果，很显然使用具有本发明所提供的组成成分设计的焊条所得到的焊后样本，即使是经过在熔融熔接期间的再熔化、合金元素再分布及凝固，都还是很明显地具有极佳的延展性、非凡的降伏强度和显微硬度。[0196]实施例3[0197]在本实施例中，我们调查了稍微低些的碳含量会对焊后状态下样本内的熔融区特性产生何种影响。本实施例中使用了一种经过热轧且标准组成成分为铁-28.8锰-8.9铝-1.62碳(fe-28.8mn-8.9al-1.62c)的母材。图3(a)为该热轧后母材的穿透式电子显微镜明视野影像。在图3(a)中很明显的是，本实施例所使用经过热轧母材的显微组织与实施例1和实施例2中所用的相当类似。也就是说，有高密度纳米级沉淀物(约3-5nm)均匀地散布于基底内及差排处(如箭号所示)。图3(b)则是该热轧后母材的选区电子绕射图型，明显确认了母材的基底是完全沃斯田铁相，而这些高密度纳米级沉淀物是具有规律l′12结构的κ-碳化物。图3(c)则是取自和图3(a)中所示相同区域的(100)κ暗视野影像，显示了高密度纳米级κ-碳化物的出现。使用穿透式电子显微镜所进行的调查显示，在本实施例所使用的经过热轧母材的显微组织是单相的沃斯田铁，其中具有均匀分布的高密度纳米级κ-碳化物。而抗拉测试则显示，该热轧后母材的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为975百万帕、1152百万帕及50％。[0198]两块热轧后母材的板材的尺寸为80毫米x80毫米x8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头(v-groovebuttweld)。本实施例焊条的标准组成成分(nominalcomposition)为铁-28.2锰-10.6铝-1.62碳(fe-28.2mn-10.6al-1.62c)，直径约2.4毫米。钨极气体保护电弧熔接的各种参数，都和实施例1所用的相类似。图3(d)显示了包含熔融区、焊接热影响区及母材区等区域的该焊后样本的典型的扫描式电子显微镜影像。和实施例1及实施例2所见相类似，熔融区存在着典型柱状沃斯田铁晶粒，其是由沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区所组成。同时可观察到分布于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区的高密度纳米级κ-碳化物的真正特性。然而，相较于实施例1(图1(e))及实施例2(图2(b))，本实施例的纳米级κ-碳化物的量似乎有略微减少，据推测可能是由于本实施例中所用焊条的碳含量较低所致。此外，值得注意的是，在熔融区内以及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹。同时，原先存在于焊接热影响区及母材区的纳米级κ-碳化物的密度显然不受焊接程序影响。[0199]图3(e)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图3(f)，其显示了熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为402维氏硬度、417维氏硬度及420维氏硬度。显而易见的，在熔融区有微不足道的软化现象。值得注意的是，在本实施例中，相较于经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的显微硬度(350～400维氏硬度)(如同先前技术中所述)，本实施例熔融区的显微硬度仍然是相当大的。[0200]图3(g)为取自熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像。相较于实施例1(图1(h))及实施例2(图2(e))中所示，此图中纳米级κ-碳化物的密度稍微下降。图3(h)中所示选区电子绕射图型确认了熔融区的显微组织是由沃斯田铁及κ-碳化物所组成。图3(i)是取自从熔融区的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，显示熔融区内的铁、锰及铝分别约为61.9％、27.6％及10.5％。而本焊后状态样本的抗拉测试则显示，经抗拉测试而破裂的样本在熔融区存在有大量塑性变形，而缩颈及破裂主要也是发生在熔融区。另一方面，母材区则具有相当少量的变形。这可能是由于熔融区的显微硬度值(约402维氏硬度)和母材区(约420维氏硬度)相比相当低。结果是，尽管熔融区内有明显的延展变形，相较于以上所述的实施例，本实施例的总伸长率有略微下降。而本焊后状态样本的焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为916百万帕、1035百万帕及33％。[0201]从以上所述结果看来，显而易见的是，本实施例焊接件的显微组织及因而发生的机械特性都和实施例1及实施例2所见非常类似。[0202]实施例4[0203]在本实施例中，所使用母材和实施例3中所用相同。本实施例所用母材板材，其尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。焊条的标准组成成分为铁-29.5锰-9.8铝-1.48碳(fe-29.5mn-9.8al-1.48c)，直径约2.4毫米。使用纯氩气作为保护气体，以钨极气体保护电弧熔接进行熔融焊接，其焊接参数和实施例1所用的相类似。[0204]图4(a)显示了包含熔融区、焊接热影响区及母材区的该焊后样本的典型的扫描式电子显微镜影像。很明显的，熔融区的显微组织和先前实施例1到3所看到的非常类似，也就是典型柱状沃斯田铁晶粒，其由沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区所组成。还是能观察到纳米级κ-碳化物密集地分布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内此特征。不过，由于本实施例中所用焊条的碳含量更为减少，散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物的量似乎有稍微减少。此外，值得注意的是，在熔融区内以及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹。同时，原先存在于焊接热影响区及母材区的纳米级κ-碳化物，在焊接过程中，其密度显然并未受到影响。图4(b)展示了横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图4(c)。图4(c)显示了熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为385维氏硬度、414维氏硬度及419维氏硬度。熔融区显维硬度的下降，据推测可能是因为本实施例中所用焊条的碳含量的降低所造成。值得注意的是，如先前各个实施例中所见，没有任何由熔融熔接所造成的明显的软化现象。[0205]图4(d)为取自熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，其显示了存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物。然而，很明显可见，存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物，相较于前述实施例1到3所观察到的纳米级κ-碳化物，其密度有稍微下降。图4(e)中所示取自熔融区的选区电子绕射图型确认了熔融区的显微组织的确是由沃斯田铁及κ-碳化物所组成。图4(f)是取自从熔融区的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，显示熔融区内的铁、锰及铝分别约为61.7％、28.8％及9.5％。抗拉测试则显示，本实施例的焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为875百万帕、1012百万帕及29.8％。经过仔细检查之后，发现经抗拉测试而破裂的样本在熔融区具有延伸塑性变形的典型特性。然而，由于熔融区(约385维氏硬度)和母材区(约419维氏硬度)两者具有相当大的显微硬度差异(参见图4(c))，变形几乎都发生在熔融区，而焊接热影响区及母材区则存在有相当少量的变形，因此造成整体伸长率的全面下跌。尽管如此，经过抗拉测试后，在熔融区所观察到的严重的缩颈、无波形表面及弯曲破裂模式(meanderingfracturepattern)，表示该焊道具有良好的延展性。[0206]值得注意的是，本实施例中熔融区的显微硬度(约385维氏硬度)，和现有技术中所述经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的显微硬度(350～400维氏硬度)相比，两者硬度相似。从以上的扫描式电子显微镜及穿透式电子显微镜结果可以看出，本实施例中所使用设计成分组成的焊条，在熔融区仍保留了大多数的显微组织特性，换句话说，此特性就是指存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物。因此，可以合理地预期熔融区应具有卓越的降伏强度及延展性组合值，而这是使用了本发明所提供的焊条所致。实际上，本实施例中的焊接件所测得的降伏强度(约875百万帕)及伸长率(约29.8％)，相较于经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金所测得值(降伏强度：约680～990百万帕，伸长率：55～26％)，两者相当类似。[0207]实施例5[0208]在本实施例中，所使用母材和实施例1中所用相同。本实施例所用母材板材尺寸为80毫米×80毫米×8毫米。两块母材板材经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。本实施例所使用焊条的标准组成成分为铁-33.8锰-10.6铝-1.38碳(fe-33.8mn-10.6al-1.38c)，直径约2.4毫米。使用75％氩气加25％氦气作为保护气体，以钨极气体保护电弧熔接进行熔融焊接，其焊接参数和实施例1所用的相类似。[0209]图5(a)为扫描式电子显微镜影像，其显示了包含熔融区、焊接热影响区及母材区的焊后样本的显微组织。和先前实施例1到4相类似，熔融区是由典型柱状沃斯田铁晶粒所组成，且仍能观察到有大量纳米级κ-碳化物均匀地散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的特征。然而，纳米级κ-碳化物的密度却大为减少。另一方面，原先存在于焊接热影响区及母材区的纳米级κ-碳化物，在焊接过程中，其密度显然并未受到影响。此外，值得注意的是，在熔融区内以及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹。图5(b)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图5(c)。图5(c)显示了熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为369维氏硬度、385维氏硬度及412维氏硬度。在熔融区的显微硬度的下降，据推测可能是因为本实施例中所用焊条的碳含量较低所造成，而此较低碳含量很显然地会造成分布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物的密度的进一步下降，变得更低。[0210]图5(d)为取自熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，显示了出现在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物。同时可发现，相较于前述实施例1-4内所观察到的纳米级κ-碳化物，存在于本实施例中沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物的密度大幅地减少。图5(e)中所示为取自熔融区的选区电子绕射图型，此图再次确认了熔融区的显微组织确实是由沃斯田铁及κ-碳化物所组成。图5(f)是取自熔融区的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，显示熔融区内的铁、锰及铝分别约为56.6％、33.1％及10.3％。[0211]抗拉测试则显示，本实施例的焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为725百万帕、1005百万帕及23.8％。经过仔细检查之后，发现经抗拉测试而破裂的样本在熔融区具有明显的延伸塑性变形现象。然而，由于熔融区(约369维氏硬度)和母材区(约412维氏硬度)两者具有相当大的显微硬度差异(参见图5(c))，在经抗拉测试而破裂的样本内，变形几乎都发生在熔融区，而焊接热影响区及母材区只有轻微的变形，因此造成整体伸长率的大幅下跌。[0212]从以上所述结果看来，显而易见的是，本实施例所使用设计组成成分的焊条，仍保留了本发明所公开的熔融区内大多数的显微组织特性。此外，熔融区因而得到的显微硬度(约369维氏硬度)，和那些经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的显微硬度(约350～400百万帕)相比，还是不相上下的。如实施例4中所述，由于显微组职及因而得到的显微硬度具有高度相似性，可以预期的是，本实施例的熔融区也具有令人满意的降伏强度及伸长率组合值。这里要特别强调的是，本发明实施例1到5中所使用母材的显微组织的特性。也就是说，在经热轧后状态下，母材的显微组织是由完全沃斯田铁及均匀分布在沃斯田铁基底内的高密度纳米级κ-碳化物所组成。而纳米级κ-碳化物的密度，甚至比经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金内的纳米级κ-碳化物密度相比，还要高得多。因此，实施例1到5中所用母材的显微硬度(约412-420维氏硬度)和经过理想时效处理且碳含量不大于1.2％重量百分比的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的显微硬度(约350-400维氏硬度)相比，全都要高得多。[0213]实施例6[0214]本实施例的目的为尝试厘清如进一步降低焊条内的碳含量，会对焊后状态样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例中所使用母材和实施例1中所用相同。母材板材尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接，其焊接参数类似实施例1中所用参数。本实施例所使用焊条的标准组成成分为铁-31.8锰-9.2铝-1.25碳(fe-31.8mn-9.2al-1.25c)，直径约2.4毫米。[0215]图6(a)为该焊后样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的典型的扫描式电子显微镜影像。熔融区的显微组织清楚显示了数个和以上所述实施例1到5截然不同的特性。首先，基底仍然是含有沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区的完全沃斯田铁。然而，并没有κ-碳化物散布在沃斯田铁树枝状结晶胞内，而在共晶区内的κ-碳化物的量是大幅减少。为了更清楚了解此特性，请参见插入图6(a)右上角，该标示区域(箭号所指示处)的放大影像。此特性和述实施例1-5中所描述的显微组织截然不同。事实上，此特性和周及李(chouandlee)两位在碳含量不大于1.29重量百分比的铁锰铝碳合金的自体熔焊所观察到的现象很类似，也就是说，如现有技术中所述，没有κ-碳化物散布在沃斯田铁树枝状结晶胞内。[0216]图6(b)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图6(c)。很明显地从这两图中可知，焊接热影响区及母材区的显微硬度约为412维氏硬度，然而，熔融区的显微硬度却会快地掉到只有242维氏硬度。此维氏硬度值，非常近似于如现有技术中所述的，处于溶液热处理及淬火后状态下，碳含量不大于1.2％的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金的维氏硬度值210-230维氏硬度。一般认为，在沃斯田铁树枝状结晶胞内没有出现κ-碳化物，以及共晶区内大幅减少的κ-碳化物，都是造成熔融区显微硬度大幅暴跌的主要原因。[0217]图6(d)为样本在抗拉测试之前以及之后的巨观影像。结果显示，焊接件的降伏强度、极限抗拉强度伸长率分别约为462百万帕、938百万帕及14％。很显然地，使用本实施例所得的焊接件，其降伏强度和伸长率很难令人满意。伸长率会显著下降的主要理由可能是由于熔融区的显微硬度(约为242维氏硬度)比起焊接热影响区及母材区的显微硬度(约为412维氏硬度)要小得多。于是，在抗拉测试期间，焊接件整体的变形基本上就是局限在熔融区，然而焊接热影响区及母材区几乎是没有变形，均维持原状，所以导致伸长率的显著下滑。同时在图6(d)中可观察到破裂裂缝(fracturingcrack)似乎是从熔融区及焊接热影响区间界面(如箭号所示)开始出现，接着横向地穿透熔融区，形成弯弯曲曲的锯齿状裂痕线(fractureline)。在熔融区内的伸长率据估计约为27％。事实上其显微硬度只有约242维氏硬度，而特定范围内的变形、缩颈的开始发生，以及随后的裂痕，全都发生在熔融区内，表明了熔融区的强度比起焊接热影响区及母材区的强度要低得多。主要的理由可能是由于没有κ-碳化物散布在沃斯田铁树枝状结晶胞内，而且在共晶区内的κ-碳化物的量大幅减少。具有1.25wt.％碳含量的焊条在凝固过程中，似乎是不足以促进纳米级κ-碳化物形成于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内，而上述纳米级κ-碳化物的形成也是本发明所公开的最独特的特性。[0218]实施例7[0219]本实施例的目的是调查焊条内较高的碳含量会对焊后样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例中所使用母材和实施例3中所用相同。母材板材尺寸为80毫米×80毫米×10毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。以钨极气体保护电弧熔接进行熔融焊接，其焊接参数和实施例1所用的参数相类似。本实施例所使用焊条的标准组成成分为铁-30.5锰-8.9铝-2.2碳(fe-30.5mn-8.9al-2.2c)，直径约2.4毫米。[0220]图7(a)是焊道的巨观影像，清楚显示有一巨大裂缝(macrocrack)穿透该焊道。很明显地，焊条内较高的碳含量会导致严重的凝固热裂效应。图7(b)为该焊后状态样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。此图清楚显示熔融区主要是由典型的柱状沃斯田铁晶粒所组成，同时具有高密度纳米级κ-碳化物散布在沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内。此一特性近似于实施例1到5中所观察到的。然而，可以在晶界(如图7(b)内箭号所指示)观察到有些微米大小(μm-sized)的粗大碳化物。请参见插入图7(b)右上角，该标示区域(箭号所指示处)的一放大影像，该图清楚显示在形成于晶界的粗大碳化物附近有无沉淀区。而众所周知，晶界沉淀物及相关的无沉淀区两者会对机械特性，特别是伸长率，产生负面影响。此外，图7(b)也显示了在熔融熔接过程中，原先存在于焊接热影响区及母材区的纳米级κ-碳化物的密度显然不受影响。[0221]图7(c)为取自熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，明白显示了除了高密度纳米级κ-碳化物外，还有一些微米大小的粗大沉淀物(标示为k)存在于沃斯田铁晶界。此外，在粗大沉淀物的附近有明显的无沉淀区。图7(d)是取自于晶界粗大沉淀物(标示为k)的选区电子绕射图型，显示这些晶界粗大沉淀物是具有l′12结构的κ-碳化物，此结构和散布在沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物结构相同。图7(e)是一晶界粗大κ-碳化物的典型穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，显示粗大κ-碳化物的组成成分的铁、锰及铝含量分别约为56.7％、34.2％及9.1％。[0222]基于以上所述各个观察结果，可以很清楚地得知，虽然焊条中较高的碳含量(即2.2％重量百分比)会造成高密度纳米级κ-碳化物存在于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内，但也会导致有些粗大κ-碳化物出现在晶界。因此可预期该晶界粗大κ-碳化物及其相关的无沉淀区不只会对焊接件造成某些负面影响，例如延展性，同时会导致焊道内严重的凝固热裂效应，如图7(a)中所示。[0223]实施例8[0224]在本实施例中，将说明焊条内较高的铝含量会对焊后样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例中所使用母材和实施例1中所用相同。两块母材板材尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例1所用的相类似。焊条的标准组成成分为铁-30.5锰-12.5铝-1.55碳(fe-30.5mn-12.5al-1.55c)，直径约2.4毫米。[0225]对焊接件的初步检查显示了在部分焊道出现了凝固热裂(solidificationhotcracking)，如图8(a)中的箭号所示。在图8(b)中所示的扫描式电子显微镜影像显示熔融区的显微组织，主要包含典型柱状沃斯田铁晶粒，其由沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区所组成。和先前实施例1到5所观察到的相似，有高密度纳米级κ-碳化物存在于沃斯田铁树枝状晶胞及共晶区内。然而，除了以上所述的这些特性之外，在沃田铁晶界可观察到一些离散颗粒(discreteparticles)，如图8(b)中的箭号所指和符号α所标示处。图8(c)为取自离散颗粒的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析(tem-eds)，显示其组成成分的铁、锰及铝含量分别约为52.3％、34.2％及13.5％。很显然地，在离散颗粒内所含的铝成分浓度竟高达13.5％，这表示在焊接过程中，富含铝颗粒会形成于沃斯田铁晶界。在沃斯田铁晶界上，富含铝第二相(al-richsecondaryphase)的存在会使铁锰铝合金的延展性急剧恶化，此点已经确定了。因此，在焊条内过多的铝含量，不仅在焊接过程中会导致凝固裂纹的形成，还会造成有负面影响的富含铝相形成于沃斯田铁晶界。[0226]实施例9[0227]本实施例主要目的在检查焊条内较高的锰含量会对焊后状态样本内的熔融区特性造成何种影响。所使用母材和实施例1中所用相同。母材板材尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例1所用的相类似。本实施例所用焊条的标准组成成分为铁-20.1锰-8.5铝-1.52碳(fe-20.1mn-8.5al-1.52c)，直径约3.2毫米。[0228]图9(a)为该焊后样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。熔融区的显微组织很明显和以上所述实施例1到5所观察到的截然不同。虽然仍能在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内观察到高密度的纳米级κ-碳化物，但同时存在有大量的离散肥粒铁相(discreteferritephase)(图9(a)中箭号所指示和符号α所标示处)散布在整个熔融区内。据估计肥粒铁相的体积分率(volumefraction)约为18％，这是使用尖端计数技术(point-countingtechnique)计算所得值。[0229]图9(b)为取自熔融区的穿透式电子显微镜的明视野影像，显示了散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的纳米级κ-碳化物，此外，很明显可见还有一些微米大小的粗大κ-碳化物形成于沃斯田铁/肥粒铁晶界。图9(c)是取自于图9(b)中圈选区域的选区电子绕射图型，明白显示有三相(threephases)的存在，沃斯田铁相、肥粒铁相及κ-碳化物。在沃斯田铁和肥粒铁相，两者间的晶体方位关系(orientationrelationships)分别为和图9(d)及图9(e)分别显示取自沃斯田铁树枝状结晶胞区及肥粒铁区的典型穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果。沃斯田铁树枝状结晶胞及肥粒铁内的定量分析结果显示，其化学组成成分分别为铁-20.6％锰-8.2％铝(fe-20.6％mn-8.2％al)及铁-15.8％锰-8.8％铝(fe-15.8％mn-8.8％al)。[0230]基于以上所述的结果，在此实施例中有趣且值得注意的一点是，对具有铁-(17.5～35)锰-(7.1～12)铝-(0.8～1.2)碳(fe-(17.5～35)mn-(7.1～12)al-(0.8～1.2)c)组成成分的铁锰铝碳合金而言，当经过热轧、溶液热处理及淬火后，合金的显微组织总是呈现单相的沃斯田铁，如现有技术中所述。因此，本实施例进一步证明了，即使是具有相同化学组成成分的材料，经过熔融熔接后，其显微组织可能会和那些经过一般热处理程序(heat-treatmentprocesses)所得材料的显微组织大不相同。显而易见地，为了使熔融区显微组织为无肥粒铁的完全沃斯田铁(ferrite-freefullaustenite)，且具有高密度纳米级κ-碳化物散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内，在本实施例所用焊条内的锰含量基本上应该要高于约20％(重量百分比)。[0231]实施例10[0232]在本实施例中，调查了焊条内添加钛会对焊后样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例中所使用母材为一种经热轧且标准组成成分为铁-29.3锰-9.3铝-1.75碳(fe-29.3mn-9.3al-1.75c)的母材。图10(a)为该经热轧母材的穿透式电子显微镜的明视野影像，明白显示了在热轧程序期间，有高密度纳米级沉淀物(约3-5纳米)均匀地散布在基底内及形成于差排处(箭号所指示处)。图10(b)为选区电子绕射图型，显然确认了母材的基底是完全沃斯田铁相，而高密度纳米级沉淀物则是有规律的且具有l′12结构的κ-碳化物。图10(c)则是取自和图10(a)所示相同区域的(100)κ暗视野影像，显示了出现在沃斯田铁基底内及位在差排处的高密度纳米级κ-碳化物。穿透式电子显微镜的显微组织分析确认了本实施例中所使用的该经热轧母材的显微组织为单相沃斯田铁，具有均匀散布的高密度纳米级κ-碳化物。抗拉测试显示该经热轧母材的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别约为1020百万帕、1198百万帕及45％。[0233]两块经热轧的母材板材尺寸为80毫米×80毫米×12毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例2所用的相类似。本实施例所用焊条的标准组成成分为铁-28.5锰-9.3铝-1.82碳-1.6钛(fe-28.5mn-9.3al-1.82c-1.6ti)，直径约1.2毫米。图10(d)显示了焊后样本的巨观影像，显示了整个焊道似乎具有非常平滑的形态，没有目视可见的巨大裂缝及孔洞。图10(e)是该焊后样本一包括熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。从图10(e)中可看到好几个因添加钛所造成的显著特性。第一，在熔融区内沃斯田铁晶粒的尺寸比起先前实施例1到5中所看到的尺寸明显要小得多，甚至比焊接热影响区及母材区内的要更小。第二，沃斯田铁晶粒的形态变得更像球形，较没有向性。然而，很明显的是还是有高密度纳米级κ-碳化物均匀地散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区。另外，尽管可以看出在焊接热影响区的沃斯田铁晶粒有稍微成长，原先存在母材区的高密度纳米级κ-碳化物仍然不变。最后一点，值得注意的是在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹，这表示使用本发明所提供的焊条可以显著消除在经熔融焊接的沉淀硬化型合金常见的凝固裂纹和液化裂纹。图10(f)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图10(g)，此图显示了本发明焊后样本的熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为451维氏硬度、435维氏硬度及436维氏硬度。很明显地，熔融区没有出现任何在多数熔融焊接的沉淀硬化型合金最常见的软化现象。这主要是因为在熔融焊接后的状态下(图10(e))，有高密度纳米级κ-碳化物存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。此外，除了纳米级κ-碳化物，还有大量的高硬度(2200～3500维氏硬度)纳米级富含钛的钛碳化物(ti-richti-carbides，形成于共晶区内(图10(h))。结果是，熔融区不只没有出现软化现象，同时还具有比母材区更高的显微硬度。[0234]使用穿透式电子显微镜对熔融区薄箔进行检查，结果显示，随着钛的添加，在共晶区内形成大量具有规律的面心立方结构的纳米级钛碳化物。图10(h)就是一个典型的例子，在其穿透式电子显微镜的明视野影像中，清楚可见沃斯田铁树枝状结晶胞的长度只有约100-150纳米左右，而在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内，则有高密度纳米级κ-碳化物(约3-5纳米)均匀地散布其间。此外，在共晶区内，也有一些尺寸稍大的纳米级钛碳化物(约6-10纳米)，如图10(h)中箭号所示。图10(i)是取自图10(h)中圈选区域的选区电子绕射图型，显示了沃斯田铁基底、κ-碳化物及钛碳化物的共存现象。依据选区电子绕射图型的分析结果指出，此三相彼此之间的晶体方位关系是立方晶对立方晶(cubic-to-cubic)。图10(j)是取自同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，证明了在共晶区内确实出现富含钛的钛碳化物。由于实施例1和实施例10中所使用焊条的标准组成成分具有大略相同的铝及碳含量，除了实施例10中添加了约1.6％重量百分比的钛。因此应该将图1(h)和图10(h)中所显示的熔融区显微组织互相比较，在图1(h)内，虽然其沃斯田铁树枝状结晶胞的尺寸略为大于图10(h)中的沃斯田铁树枝状结晶胞，但图1(h)在沃斯田铁树枝状结晶胞内的纳米级κ-碳化物密度似乎比图10(h)(添加钛的样本)中的稍为高些。此外，两者在共晶区内都有大量的高密度纳米级沉淀物(图1(h)内为κ-碳化物，而图10(h)中为富含钛的钛碳化物)。然而，实施例10中熔融区的显微硬度(约为451维氏硬度)比起实施例1的显微硬度(约为425维氏硬度)已经是大得多了。造成此现象主要原因可能是，富含钛的钛碳化物的硬度约为2200～3500维氏硬度，比起(fe,mn)3alc碳化物的硬度(约630-670维氏硬度)高过太多。[0235]抗拉测试显示该焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为1006百万帕、1145百万帕及40％。图10(k)展示了样本在抗拉测试之前及之后的巨观影像。在熔融区内的波形变形表面(corrugateddeformationsurface)明确地证实了焊道的延展特性。此外，可以看见抗拉破裂(tensile-fractured)样本的边缘仍然维持平行，跨越了熔融区和母材区，基本上宽度相同，如图10(k)中fz、bm及int所示，此处int代表熔融区和母材区之间界面的宽度。如实施例1及实施例2中所讨论的细节所述，如此特殊的变形特性强烈暗示了熔融区和母材区的降伏强度大约是在相同等级。如上所述，熔融区内所获得惊人的降伏强度及显微硬度可以归因于存在于熔融区内的高密度纳米级κ-碳化物及纳米级富含钛的钛碳化物。同时值得注意的是发生在母材区内的轻微缩颈现象，最终造成破裂，进一步显示了熔融区的抗拉强度要比母材区高，而此现象和图10(g)内所显示的熔融区具有较大显微硬度的现象一致。[0236]基于以上所述分析，很显然在焊条内添加钛会造成下列优势效应。第一，熔融区内的沃斯田铁晶粒，会从柱状变成球状(globular)，同时晶粒尺寸明显细化(refinement)。第二，在焊后状态下，高密度的纳米级κ-碳化物存在于大为细化的沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。另外，还有大量的高硬度的纳米级富含钛的钛碳化物形成于共晶区内。第三，组成熔融区的沃斯田铁树枝状结晶胞、纳米级κ-碳化物及纳米级富含钛的钛碳化物全都是具有延展性的面心立方结构。此外，熔融区内的κ-碳化物及富含钛的钛碳化物的尺寸仅有3-10纳米，因此可以非常有效地改善机械特性，特别是降伏强度，而不会造成延展性显著下滑。所以，使用本发明中所提供的焊条后，焊后样本的熔融区可同时具有卓越的硬度、降伏强度、极限抗拉强度及延展性的组合值。[0237]实施例11[0238]在本实施例中，调查了焊条内添加的铌会对焊后样本内的熔融区特性造成何种影响。所使用母材和实施例十中所用户相同。两块母材板材尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例1所用的相类似。所用焊条的标准组成成分为铁-29.5锰-8.2铝-1.56碳-1.0铌(fe-29.5mn-8.2al-1.56c-1.0nb)，直径约3.2毫米。图11(a)显示该焊接状态样本的巨观影像，显示了整个焊道具有非常平滑的形态，没有任何目视可见的巨大裂缝及孔洞。图11(b)为该焊接状态样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。不同于之前添加钛的样本(实施例10)所见，本实施例熔融区内的沃斯田铁晶粒的形态混合了球形(“globular”)及类似柱状(“columnar-like”)两者。然而，和实施例10所观察到的现象相类似，可以观察到有高密度的纳米级κ-碳化物均匀地散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。同样地，在焊接热影响区的沃斯田铁晶粒有略微生长，而原先存在于经热轧母材区内的高密度纳米级κ-碳化物基本上在熔融熔接期间仍然维持不变。此外，值得注意的是，在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹，这表示使用本发明所提供的焊条可以显著消除凝固裂纹和液化裂纹。图11(c)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图11(d)，此图显示了本发明焊接状态样本的熔融区、焊接热影响区及母材区的显微硬度分别约为431维氏硬度、435维氏硬度及437维氏硬度。显而易见地，熔融区没有出现任何在多数熔融焊接的沉淀硬化型合金最常见的软化现象。类似实施例10中所观察到的现象，主要的原因是由于有高密度纳米级κ-碳化物存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内，以及在共晶区内有大量的高硬度(2000～3200维氏硬度)纳米级富含铌的铌碳化物(nb-richnb-carbides)(图11(e))。因此，熔融区的显微硬度和焊接热影响区及母材区的显微硬度相比大约是在相同等级。[0239]类似添加钛样本(实施例10)中所观察到的现象，穿透式电子显微镜分析显示，大量具有规律的面心立方结构的纳米级富含铌的铌碳化物形成于共晶区内。图11(e)为取自焊接件熔融区的典型穿透式电子显微镜明视野影像，其清楚显示本实施例沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区的形态和实施例10中所观察到的相比截然不同。树枝状结晶胞及其周遭的共晶区似乎更圆(roundish)。不过，具有散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级(约3-5纳米)κ-碳化物的特性仍然不变。共晶区内，除了共晶κ-碳化物，还存在着大量尺寸稍大的纳米级沉淀物(约6-10纳米)，如图11(e)内的箭号所示。图11(f)是取自图11(e)中圈选的区域的选区电子绕射图型，其显示沃斯田铁基底、κ-碳化物及富含铌的铌碳化物的共存现象。依据选区电子绕射图型的分析结果，此三相彼此之间的晶体方位关系是立方晶对立方晶。图11(g)是取自同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，确认了富含铌的铌碳化物的存在。由于纳米级富含铌的铌碳化物的硬度约为2000-3200维氏硬度，可以预期的是，纳米级富含铌的铌碳化物沉淀会对熔融区特性造成类似影响，这同时也解释了图11(d)所示显微硬度的结果。[0240]抗拉测试显示该焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为980百万帕、1108百万帕及46％。图11(h)展示了样本在抗拉测试之前及之后的巨观影像。在抗拉破裂的样本，很清楚的可在熔融区内观察到波形变形表面及弯弯曲曲的迂回破裂图形，间接表明了熔融区的延展特性。此外，同时可看见一包含母材区、熔融区及其间界面的区域(以bm，fz，及int表示)，其宽度基本上相同，而横越此区的样本边缘仍然平行，如图11(h)所示。此特殊性质暗示了熔融区和母材区的降伏强度大约是在相同等级，而在拉伸应力(tensilestress)下的变形也是均匀地继续进行，直到热熔区内发生缩颈及最终破裂。事实上，发生在热熔区内轻微的缩颈及最终破裂，显示了热熔区内的极限抗拉强度小于母材区的极限抗拉强度。[0241]基于以上所述结果明显可见，焊条内添加了铌具有和添加钛(实施例10)类似的效果，也就是说，除了保留存在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物，在共晶区内形成的纳米级富含铌的铌碳化物显然也有利于强化焊接后样本内熔融区的机械强度及显微硬度，同时仍维持着优异的延展性。如同实施例10中所描述，因为组成熔融区显微组织的所有相全都是具有延展性的面心立方结构，而具强化力的纳米级κ-碳化物及富含铌的铌碳化物尺寸仅有约3-10纳米，同时对增进降伏强度非常有效。因此，借着使用本发明提供的焊条，焊接后样本内熔融区同时具有卓越的硬度、降伏强度、极限抗拉强度及延展性的组合值。[0242]实施例12[0243]在本实施例中，调查了焊条内添加钒会对焊接状态样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例所使用母材和实施例10中所用相同。两块母材板材尺寸为80毫米×80毫米×10毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例1所用的相类似。所用焊条的标准组成成分为铁-31.2锰-9.8铝-1.65碳-1.2钒(fe-31.2mn-9.8al-1.65c-1.2v)，直径约3.2毫米。图12(a)显示该焊接状态样本的巨观影像，显示了整个焊道举有非常平滑的形态，没有任何目视可见的巨大裂缝及孔洞。图12(b)为该焊后样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。类似先前添加铌的样本(实施例11)，影像显示在熔融区内的沃斯田铁晶粒的形态混合了球形及类似柱状两者。此外，如同实施例10和实施例11内所观察到的现象，有高密度的纳米级κ-碳化物均匀地散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。同样地，在焊接热影响区的沃斯田铁晶粒有略微成长，而原先存在于经热轧母材区内的高密度纳米级κ-碳化物基本上在熔融熔接期间仍然维持不变。最后，值得注意的是，在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹。图12(c)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图12(d)，此图显示了本发明焊接状态样本的熔融区、焊接热影响区及母材区的显微硬度分别约为438维氏硬度、434维氏硬度及436维氏硬度。很显然地，在熔融区及焊接热影响没有出现软化现象，这和图12(b)中所显示的独特显微组织一致，其中在所有三个区内的主要强化成分，高密度的纳米级κ-碳化物基本上仍维持不变。此外，添加钒会造成大量的高硬度(2200～3000维氏硬度)纳米级富含钒的钒碳化物(v-richv-carbides)形成于共晶区内(图12(e))，导致熔融区的显微硬度与焊接热影响区及母材区的显微硬度相比，大约是在相同等级，这和实施例11中所观察到的现象相类似。[0244]类似添加钛样本(实施例10)及添加铌样本(实施例11)中所观察到的现象，穿透式电子显微镜分析显示添加钒有类似的效果。也就是有大量具有规律面心立方结构的纳米级富含钒的钒碳化物形成于共晶区内。图12(e)为取自熔融区的穿透式电子显微镜明视野影像，其清楚显示，沃斯田铁树枝状结晶胞的长度仅有约20-60纳米，而且其形态和添加钛样本(图10(h))及添加铌样本(图11(e))中所观察到的不同。然而，仍然可以观察到散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物(约3-5纳米)此一特性。此外，在共晶区内，明显存在着大量尺寸稍大的沉淀物(约6-10纳米)，如图12(e)内的箭号所示。图12(f)是取自图12(e)中圈选的区域，其选区电子绕射图型显示沃斯田铁基底、κ-碳化物及富含钒的钒碳化物的共存现象。依据选区电子绕射图型的分析结果，此三相彼此之间的晶体方位关系是立方晶对立方晶。图12(g)是取自同区域的穿透式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，确认了富含钒的钒碳化物的存在。由于富含钒的钒碳化物的硬度和富含铌的铌碳化物及富含钛的钛碳化物的硬度差不多，可以预期富含钒的钒碳化物会对熔融区特性造成类似影响，这同时也说明了图12(d)所示显微硬度的结果。[0245]抗拉测试显示该焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为998百万帕、1167百万帕及44％。图12(h)展示了样本在抗拉测试之前及之后的巨观影像。有趣的是，请注意在抗拉破裂的样本边缘仍然维持平行，而横越包括熔融区及母材区的区域范围基本上宽度相同，在图12(h)内各区分别以bm、fz及int表示(此处in代表母材区和熔融区之间界面宽度)。如同实施例1和2，及实施例10和11中所讨论过的，此特殊性质暗示了熔融区和母材区的降伏强度大约是在相同等级。更仔细检查抗拉破裂的样本，显示在焊道熔融区内波形变形表面(延展性的指标)特别明显。据估计熔融区内的伸长率可高达约28％。此外，当施加的应力超过降伏强度，整个样本，包括熔融区、焊接热影响区及母材区，其塑性变形看起来似乎具有非常均匀的变形，直到在熔融区和焊接热影响区间的界面附近，如图12(h)中的箭号所指示处，发生轻微的缩颈现象，甚或破裂。结果是，即使在破裂后，整体边缘仍然近乎平行。事实上，发生在熔融区和母材区间的界面附近的轻微的缩颈及最终的破裂，是表示熔融区、焊接热影响区及母材区各区内的极限抗拉强度彼此是非常接近的。[0246]基于以上所述结果，很明显的是焊条内添加了钒，会产生和添加钛(实施例10)及添加铌(实施例11)类似的效果。不论如何，除了保留存在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物，在共晶区内形成的纳米级富含钒的钒碳化物显然也有利于强化焊接后样本内熔融区的机械强度及显微硬度。[0247]此外，由于纳米级κ-碳化物(3-10纳米)、富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物及富含钒的钒碳化物全都是和沃斯田铁树枝状结晶一样，具有相同的可延展面心立方结构，所以可以达到惊人的强化效果，但不会造成延展性的显著减少。以上各种详细分析明确指出，借着使用本发明提供的焊条，所得到的熔融区都会有卓越的显微硬度、降伏强度、极限抗拉强度及延展性的组合值。[0248]实施例13[0249]在本实施例中，进一步调查了焊条内添加钛和铌会对焊后状态样本内的熔融区特性造成何种影响。本实施例所使用母材和实施例10中所用相同。两块母材板材尺寸为80毫米×80毫米×12毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数和实施例1所用的相类似。所用焊条的标准组成成分为铁-30.6锰-9.2铝-1.88碳-0.8钛-1.0铌(fe-30.6mn-9.2al-1.88c-0.8ti-1.0nb)，直径约3.2毫米。图13(a)显示该焊接状态样本的巨观影像，显示了整个焊道具有非常平滑的形态，没有任何目视可见的巨大裂缝及孔洞。图13(b)为该焊接样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的扫描式电子显微镜影像。在此图中，很明显的是所有在熔融区内的沃斯田铁晶粒的形态变成球形，而此球形沃斯田铁晶粒的尺寸大幅细化，甚至比焊接热影响区及母材区内的沃斯田铁晶粒小很多。如同实施例10到12中所述，可以观察到有高密度的纳米级κ-碳化物均匀地散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。而且原先存在于经热轧母材区内的高密度纳米级κ-碳化物基本上在熔融熔接期间仍然维持不变。此外，值得注意的是，在熔融区内及熔融区和焊接热影响区之间的界面附近，没有观察到任何微裂纹及孔洞的痕迹。图13(c)显示横跨熔融区、焊接热影响区及母材区所进行的维氏显微硬度测试压痕的扫描式电子显微镜影像。各个量测点所测得相对应的显微硬度值则显示于图13(d)，此图显示了本焊接状态样本的熔融区、焊接热影响区及母材区的平均显微硬度分别约为467维氏硬度、444维氏硬度及435维氏硬度。熔融区不仅没有出现任何软化现象，同时还具有比起焊接热影响区及母材区高得多的显微硬度。近似实施例10到12，这主要是因为，在焊接后状态下(图13(b))，有高密度的纳米级κ-碳化物存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内。此外，在共晶区内，除了纳米级κ-碳化物外，含有大量的高硬度纳米级富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物(图13(e))。因此，熔融区内的显微硬度远大于焊接热影响区及母材区的显微硬度，而且没有出现任何软化的迹象。此外，添加约0.8％的钛及1.0％的铌，似乎会造成熔融区的显微硬度比先前实施例10到12的显微硬度更高，这可能是由于在本实施例内，高硬度纳米级富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物两者的总量增加了。[0250]图13(e)为取自熔融区的穿透式电子显微镜明视野影像，其明白显示本实施例沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区的形态和实施例10到12中所观察到的截然不同。树枝状结晶胞及其周遭的共晶区似乎更为细化，同时彼此更密不可分(intertwined)。然而，具有散布在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级(约3-5纳米)κ-碳化物的特性仍然不变。此外，在共晶区内，κ-碳化物及尺寸稍大(约6-10纳米)的富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物似乎大幅增加，如图13(e)中箭号所标示。图13(f)是取自图13(e)中圈选的区域的选区电子绕射图型，确认了富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物的存在。[0251]抗拉测试显示该焊接件的降伏强度、极限抗拉强度及伸长率分别为1015百万帕、1168百万帕及38％。图13(g)展示了样本在抗拉测试之前及之后的巨观影像。在熔融区内观察到的波形变形表面间接显示了熔融区的延伸性。此外，可看见该抗拉破裂的样本的边缘仍然维持平行，从母材区、熔融区到母材区和熔融区间界面范围的两侧，距离基本上也相同，如图13(g)中bm、fz及int所示。此特殊性质暗示了熔融区和母材区的降伏强度大约是在相同等级，而在拉伸应力下的变形是均匀地继续进行，直到母材区内发生缩颈及最终破裂，如图13(g)中箭号所示。事实上，发生在母材区内轻微的缩颈及最终破裂，显示了热熔区内的极限抗拉强度比起母材区的极限抗拉强度要大，而此现象和图13(d)中所示热熔区内所得显微硬度比起母材区的显微硬度要大得多是一致的。[0252]基于以上所述结果，很明显的是焊条内添加了钛和铌，会对形态变化及熔融区内沃斯田铁晶粒的尺寸细化产生更明显的效果。此外，此添加也会导致在共晶区内，相较于实施例10及实施例11内所观察到碳化物的量而言，高密度纳米级富含钛的钛碳化物及富含铌的铌碳化物的量显著增加。更重要的是，存在于沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物的特性仍被大幅保留。如上所述，由于纳米级κ-碳化物(约3-10纳米)、富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物、富含钒的钒碳化物及沃斯田铁树枝状结晶胞全都具有相同的可延展面心立方结构，所以可以达到惊人的强化效果，但不会造成延展性的显著下滑。以上实施例中的详细分析明确指出，通过使用本发明提供的焊条，所得到的熔融区都会有卓越的显微硬度、降伏强度、极限抗拉强度及延展性的组合值。[0253]实施例14[0254]在发展高强度，特别是抗拉强度、高延伸性的沉淀硬化型沃斯田铁相铁锰铝碳合金过程中，显著的进展主要是依赖热处理，包括溶液热处理、淬火处理及理想时效处理，以获得位在沃斯田铁基底内的高密度纳米级κ-碳化物。然而，如现有技术中所述，尽管在过去数十年中有许多人进行了大量相关研究，这些合金的焊接性相关问题大多仍悬而未决。最近，为了确认位于沃斯田铁基底内的高密度纳米级κ-碳化物在保留焊接件的强度(特别是抗拉强度)和延展性此事扮演的关键角色，郑(jeong)等人在2019年曾尝试使用gleeble模拟试验(gleeblesimulation)，以揭示在焊接时，焊接热影响区的显微组织及其对轻量沉淀硬化型沃斯田铁相铁-31.4锰-11.4铝-0.9碳(fe-31.4mn-11.4al-0.9c)合金焊接热影响区的机械特性的影响。他们使用的合金经过在摄氏1200度热轧到13毫米厚度，水淬火，在摄氏1050度进行溶液热处理2小时，再水淬火，接着在摄氏550度进行时效处理100分钟，以获得位在沃斯田铁基底内的高密度纳米级κ-碳化物。时效处理很显然提升了合金的硬度，可将合金从溶液热处理状态下的298维氏硬度，经过摄氏550度时效处理100分钟后，增加到349维氏硬度。模拟试验是使用gleeble模拟试验机。结果显示，当仿真试验样本降温到室温时，在每个经过时效硬化处理的样本的确都出现软化现象，而对峰值温度(peaktemperature)为摄氏1150度的样本而言，可观察到κ-碳化物完全溶解。由这些观察到的现象，可推断级κ-碳化物沉淀物和焊接热影响区机械特性的转变确定有关系。然而，值得注意的是在这些gleeble模拟试验研究中，没有直接进行熔融熔接，所以没有再熔解及再凝固程序，因此无法直接获得熔融区的实际组织及特性值。然而，在他们的gleeble模拟试验研究中，经时效处理样本在加热到峰值温度为摄氏750度到1150度，再降温到室温后，在焊接热影响区会观察到先前存在具有强化效果的κ-碳化物都被溶解及严重的软化现象。事实上，这类现象和7系列沉淀硬化型铝合金(7xxx-seriesprecipitation-hardenedaluminumalloys)在熔融熔接时所发生的状况非常类似，如现有技术中所述。[0255]关于以上所述特点和特征，下列出版文献内有更多细节及相关讨论。[0256][32]s.jeong,g.park,b.kim,j.moon,s.j.park,c.lee,“precipitationbehavioranditseffectonmechanicalpropertiesinweldheat-affectedzoneinagehardenedfemnalclightweightsteels”,mater.sci.eng.a,742(2019)61-68.[0257]在本实施例中，检查了熔融熔接对使用经过时效硬化处理的铁锰铝碳合金作为母材的焊接件特性造成何种影响。母材的标准组成成分为铁-31.5锰-8.5铝-1.25碳(fe-31.5mn-8.5al-1.25c)。在熔融熔接之前，经热轧母材经过在摄氏1050度下1小时的溶液热处理，水淬火，接着在摄氏550度下进行12小的时效处理。两块经时效处理的母材板材，尺寸为80毫米×80毫米×8毫米，经机械加工后形成单一v型坡口对接接头。进行钨极气体保护电弧熔接时所用焊接参数，和实施例1所用的相类似。本实施例所用焊条和实施例3中所用的焊条相同，直径约2.4毫米。[0258]图14(a)为扫描式电子显微镜影像，其显示焊后样本内一包含熔融区，焊接热影响区及母材区的区域的显微组织。在图14(a)中，清楚得知熔融区的显微组织和图3(d)中所见1.58碳-1.5cr(fe-29.3mn-8.8al-1.58c-1.5cr)，直径约3.2毫米。[0266]图16(a)为该焊后样本内一包含熔融区、焊接热影响区及母材区的区域的典型扫描式电子显微镜影像。熔融区的显微组织主要包含典型柱状沃斯田铁晶粒，同时可观察到在沃斯田铁树枝状结晶胞及共晶区内的高密度纳米级κ-碳化物，这类似实施例1到5中所观察到的现象。然而，同时在沃斯田铁晶界(如箭号所示)也观察到有大量的微米尺寸的粗颗粒，还有环绕在粗颗粒四周的无沉淀区。图16(b)为取一粗颗粒的扫描式电子显微镜及x射线能量散布分析仪分析结果，显示了这些粗颗粒是富含铬的铬碳化物(cr-richcr-carbides)。如以上实施例15中所述，存在晶界的粗颗粒及伴随出现的无沉淀区会对合金的延展性及强度造成高度破坏。因此，不建议在本发明所提供的焊条内添加会强力形成碳化物的铬合金元素。[0267]在本发明中，有趣且值得注意的是，虽然钛，铌，钒，钼，铬，全都是会强力形成碳化物的合金元素，然而在以上所述实施例中(实施例10到13、实施例15及实施例16)，证实了这些金属会对焊接样本的熔融区的显微组织产生非常不同的影响。对钛，铌，和钒而言，本发明清楚揭示了在熔融熔接时，这些金属能在共晶区内形成纳米级(6-10nm)的富含钛的钛碳化物、富含铌的铌碳化物及富含钒的钒碳化物，这些熔融熔接时在共晶区形成的金属碳化物不只能大幅改善显微硬度及降伏强度，同时也保留了焊接合金其熔融区内极佳的延展性。相反地，我们的检验也显示了，在焊条内加入钼及铬，会导致微米级粗颗粒的富含钼的钼碳化物及富含铬的铬碳化物成形于沃斯田铁晶界，同时伴随着出现在熔融区内粗碳化物四周明显的无沉淀区，这两者会对焊后状态下合金的延展性带来负面影响。当前第1页12当前第1页12
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