王 暢 于 洋 王 林 高小麗 曹瑞芳 陳 瑾
(1.首鋼技術(shù)研究院薄板研究所,北京 100043;2.綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點實驗室,北京 100043;3.首鋼股份公司制造部,河北 遷安 064404)
IF鋼是一種含Ti、Nb等強碳、氮化合物形成元素的超低碳(碳的質(zhì)量分數(shù)<0.005%)鋼,具有塑性各向異性(r值)小、加工硬化指數(shù)(n)高和無時效性等特點,特別是優(yōu)異的深沖性能使其在汽車制造等行業(yè)得到了廣泛應(yīng)用[1]。鋼鐵材料中的硫通常是有害元素,會使鋼鐵材料產(chǎn)生熱脆性,導(dǎo)致在加工過程中產(chǎn)生裂紋等缺陷。但也發(fā)現(xiàn)加入適當?shù)牧蛴欣诟纳魄邢骷庸ば阅?,如易切削鋼。硫在鋼中偏析嚴重,影響鋼材質(zhì)量[2]。徐海衛(wèi)等[3]研究發(fā)現(xiàn):低熔點FeS易在晶界富集,大大削弱晶粒間的結(jié)合力,在軋制過程中產(chǎn)生舌狀裂紋,因此需控制鋼中Mn與S的質(zhì)量比,以形成高熔點的MnS,減少FeS的形成。但關(guān)于硫?qū)︿摬臒彳堖^程中氧化膜形成的影響的文獻較少。Kizu等[4]研究發(fā)現(xiàn):FeS熔點較低,因此高溫下的流動性較好,隨著溫度的降低,界面釘扎狀FeS-FeO物相的形成使氧化鐵皮與基體的黏附力增大,熱軋過程中難以將鱗除凈,認為S的添加可抑制氧化鐵皮起泡。Hayashi等[5]模擬研究了含硫鋼的氧化膜,發(fā)現(xiàn)氧化皮-鋼的界面在1 000 ℃以上形成了Fe-FeS共晶相,在較高溫度下形成液相,可能導(dǎo)致界面強度降低,從而引起鐵皮起泡。可見國外學(xué)者關(guān)于S元素對氧化鐵皮的影響的研究結(jié)果差異較大。本文根據(jù)IF鋼成分特點研究了含硫量對IF鋼氧化膜形成的影響,并提出了控制鋼的含硫量的措施。
試驗用IF鋼在實驗室冶煉,其化學(xué)成分列于表1。采用超低碳成分,添加微量Ti合金化,S的質(zhì)量分數(shù)分別為0.01%、0.015%和0.02%,成分梯度為50×10-6。
表1 IF 鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))
采用線切割制備4 mm×4 mm×4 mm的試樣,拋光并超聲波清洗、烘干,采用TG-DTG熱重分析儀進行氧化模擬。將試樣在氧化性氣氛中從室溫加熱至1 300 ℃,用差熱分析儀記錄試樣的氧化增重和計算試樣的氧化速率(氧化增重隨時間的變化),分析含硫量對鋼氧化特性的影響。
試驗溫度為1 000、950和900 ℃,在氬氣保護下以10 ℃/min的速率將試樣加熱到設(shè)定溫度,通入空氣恒溫氧化1、5和10 min,再在氬氣保護下以10 ℃/min的速率冷卻至室溫,模擬研究熱軋過程中試樣氧化膜的形成規(guī)律。采用掃描電鏡觀察分析氧化膜形貌,用EPMA-1720電子探針定量分析氧化膜的元素面分布。
圖1為含硫量不同的鋼(1~3號)連續(xù)加熱時氧化增重速率隨加熱溫度的變化。圖1表明,3種含硫量的鋼在700 ℃以下均具有較好的抗氧化性能,氧化增重速率很小;隨著加熱溫度的升高,在800~1 000 ℃,鋼1的氧化增重速率從760 ℃開始增大,至840 ℃到達最大值,為0.07 %/min,此后保持穩(wěn)定,至960 ℃氧化再次加快;鋼2的氧化增重速率從800 ℃開始增大,在920 和950 ℃出現(xiàn)兩個氧化速率最大值,達0.094 %/min;鋼3的氧化從800 ℃開始加快,在920和960 ℃出現(xiàn)兩個氧化速率最大值,達0.14 %/min,而后下降??梢婁?在此溫度區(qū)間的氧化速率略大于鋼1和鋼2,且隨著含硫量的增加,出現(xiàn)最大氧化增重速率的溫度范圍為900~960 ℃。
圖1 含硫量不同的鋼的氧化增重速率隨加熱溫度的變化
將鋼1~3在900、950、1 000 ℃分別加熱1、5、10 min,觀察氧化膜表面形貌,發(fā)現(xiàn):隨著加熱溫度的升高及保溫時間的延長,鋼1表面均未明顯起泡,氧化膜致密;鋼2中硫的質(zhì)量分數(shù)比鋼1提高了0.005%,如圖2所示,在950 ℃加熱,隨著保溫時間延長至10 min,氧化膜表面輕微起泡。如圖3所示:同樣在950 ℃保溫10 min,鋼3氧化膜起泡最為嚴重,氧化膜凸起。由此可見,隨著鋼中硫含量的提高,在950 ℃模擬加熱溫度下延長保溫時間,氧化膜易起泡。結(jié)合圖1,鋼2和鋼3均在920和950 ℃左右出現(xiàn)加速氧化的現(xiàn)象,氧化膜起泡是鋼的氧化速率在此溫度范圍快速增大所致。
圖3 在950 ℃加熱1、5和10 min(從左至右)后鋼3表面的氧化膜
圖2 鋼2表面起泡的氧化膜
根據(jù)氧化膜起泡的溫度(950 ℃),模擬氧化加熱10 min,3種含硫量鋼氧化膜的截面形貌如圖4所示。圖4表明:3種含硫量鋼在此溫度加熱,氧化膜厚度均達到了100 μm以上。這是因為IF鋼中不含能有效抗氧化的元素Si、Cr等,氧化膜生長迅速。由圖4可見,鋼1的氧化膜最完整,有明顯的3層,內(nèi)側(cè)有未貫穿的小裂紋,長度不超過40 μm;鋼2氧化膜內(nèi)側(cè)已與基體脫離,有80 μm長的裂紋,由于氧化膜厚達100 μm,裂紋未貫穿氧化膜,但氧化膜并不完整;鋼3氧化膜內(nèi)出現(xiàn)貫穿裂紋,氧化膜破碎加劇,極易脫落。
圖4 在950 ℃加熱10 min的鋼1(a)、2(b)和3(c)的氧化膜截面形貌
對模擬的氧化膜進行了電子探針分析,結(jié)果:含硫量最高的鋼3在1 000 ℃加熱10 min形成的氧化膜內(nèi),發(fā)現(xiàn)在氧化鐵皮與基體界面有熔融的鐵皮滲入基體,如圖5所示。其元素分布分析表明,熔融的鐵皮內(nèi)存在明顯的硫元素富集,其質(zhì)量分數(shù)高達0.4%,是基體的20倍,并且在對應(yīng)位置還有氧元素富集,鐵含量有所降低。由此可見,隨著含硫量的增加,在高溫加熱過程中硫元素有在鋼表面富集的傾向,同時有硫與鐵和氧反應(yīng)生成的熔融物滲入基體。
圖5 在1 000 ℃加熱10 min的鋼3中氧化膜的截面形貌(a)及其中氧(b)、硫(c)和鐵(d)元素的分布
鋼在空氣中高溫氧化的過程中,F(xiàn)e與S同時發(fā)生氧化。由于鋼中S含量較低且生成SO2的標準吉布斯自由能遠大于FeO,鋼在氧化過程中表層會迅速生成Fe系氧化膜。隨著保溫時間的延長,在與基體的界面達到氧化膜形成的平衡狀態(tài)時,界面的氧勢較低。但隨著鋼基體的氧化,S未被氧化而富集于氧化膜與基體的界面,元素在表層富集[6-11]。由圖5可見,在高溫下氧化一定時間,界面S元素富集量可達基體的20倍。從圖6所示的Fe-S二元相圖[9-10]可知,本文研究的鋼的硫的質(zhì)量分數(shù)均在0.02%以下,隨著表層S元素的富集,在1 000 ℃左右必然形成FeS,界面發(fā)生Fe-FeO-FeS共析反應(yīng)。由Fe-S二元相圖可知,F(xiàn)eS的理論液化溫度約為991 ℃,在1 000 ℃加熱,反應(yīng)形成的FeS呈液態(tài),如延長保溫時間,液態(tài)FeS會浸入氧化鐵皮與基體交界處的裂紋和缺陷,形成熔融物。從圖1可見,氧化增重速率最大的溫度區(qū)間為900~960 ℃,這與界面氧化膜新相的形成有關(guān)。由圖3和圖4可知,由于含硫量的增加,相同加熱條件下,氧化膜的黏附力下降,在氧化膜形成過程中的應(yīng)力及冷卻產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力的作用下,氧化膜內(nèi)易形成裂紋,導(dǎo)致氧化膜起泡、脫落。
圖6 Fe-S二元相圖
硫影響氧化膜的起泡及黏附力。隨著鋼中硫含量的增加,氧化膜起泡加劇,易形成貫穿全厚度的裂紋,導(dǎo)致其與基體脫離,這與界面處FeO-FeS相的形成和液化有關(guān)。現(xiàn)場跟蹤分析了解到,IF鋼熱軋過程中一般采用3點除鱗法,包括初除鱗、粗除鱗和精除鱗。精除鱗一般采用雙排除鱗,以確保進入精軋機架熱軋板的表面質(zhì)量。IF鋼的實際生產(chǎn)數(shù)據(jù)統(tǒng)計結(jié)果表明:精除鱗前熱軋帶鋼的表面溫度約為1 050 ℃,精軋入口帶鋼的表面溫度約為1 010 ℃。本文研究發(fā)現(xiàn):隨著硫含量的增加,1 000 ℃時FeS已發(fā)生液化反應(yīng),且氧化速率最大的溫度區(qū)間為900~960 ℃,已落入精軋機架內(nèi)。而一般鋼廠精軋機架內(nèi)不安裝相應(yīng)的除鱗設(shè)備,如氧化鐵皮起泡,極有可能造成鐵皮壓入或形成麻點,故應(yīng)降低IF鋼的含硫量。
(1)隨著硫含量的增加,IF鋼氧化速率最大的溫度范圍為900~960 ℃。
(2)隨著硫含量的增加,在950 ℃加熱10 min的IF鋼氧化膜起泡明顯并凸起;隨著硫含量的增加,氧化膜內(nèi)裂紋增多,出現(xiàn)貫穿性裂紋,易于剝落。
(3)高溫加熱過程中,硫有表面富集傾向,并與鐵和氧反應(yīng)形成熔融狀侵入基體。
(4)硫影響氧化鐵皮的起泡及黏附力,隨著鋼中含硫量的增加,氧化膜內(nèi)易形成貫穿全厚度的裂紋,導(dǎo)致氧化膜與基體脫離,這與界面處FeO-FeS相的形成和液化有關(guān)。為確保軋材具有較好的表面質(zhì)量,應(yīng)將鋼中硫含量控制在較低的水平。