劉觀猷， 陳 亮， 葛 亮， 李 曜， 苗丕峰

(江陰興澄特種鋼鐵有限公司， 江蘇 江陰 214429)

引 言

大氣腐蝕是鋼鐵材料的主要破壞形式之一。據(jù)統(tǒng)計，世界上每年有1/6產(chǎn)量的鋼材因腐蝕而損耗[1]，其中大氣腐蝕是重要原因之一。降低鋼鐵的腐蝕具有重要的經(jīng)濟效益，這已經(jīng)成為了世界性共同的課題。345 MPa級別的耐候鋼，如ASTMA588，SMA490W，Q355NH等系列已經(jīng)得到廣泛應用。隨工程裝備設計輕量化的發(fā)展需要，與之配套的工程結構用鋼的強度級別要求也越來越高，尤其是寒冷地區(qū)服役的工程機械和橋梁還要求鋼板具備優(yōu)良的低溫韌性，345 MPa級別耐候鋼已不能滿足設計和使用要求，急需更高強度級別的高強度高韌性耐候鋼板以滿足市場使用要求。

1 試驗材料

1.1 化學成分

耐候鋼通常是在鋼中加入Cu，P，Cr，Ni等合金元素，在其銹層與基體之間形成約50-100 μm的致密且與基體金屬粘附性良好的非晶態(tài)氧化物層，阻止了大氣中氧和水向鋼鐵基體的滲透，減緩了銹蝕的發(fā)生，從而提高了鋼的耐大氣腐蝕能力[2-3]。根據(jù)成分和使用環(huán)境的不同，耐候鋼的耐大氣腐蝕能力約為普通鋼的2～8倍[4]。Cu是提高耐腐蝕性的基本元素，可以促進鋼生產(chǎn)陽極鈍化，從而降低鋼的腐蝕速率。Cu在銹層中富集能極大地改善銹層的保護性能。為達到銹層中的Cu富集的效果，要求w(Cu)≥0.20%。Cr和鋼中的Cu, Si元素配合使用能顯著提高鋼的腐蝕性能。由于Cr和Ni的電極電位較低，具有鈍化傾向，與Cu配合使用能明顯提高鋼的腐蝕性能。另外，在鋼中加入Ni元素可以改善Cu元素導致的熱脆性能，降低甚至消除鋼坯表面和熱軋鋼材表面由于熱脆所產(chǎn)生的網(wǎng)狀裂紋。盡管P對提高耐大氣腐蝕性能有一定的積極作用，但P在晶界上偏聚會惡化鋼的韌性，特別是顯著降低鋼的低溫沖擊韌性同時還會影響焊接性能。所以在本試驗鋼中P不作為耐候性元素加入，而作為有害元素加以嚴格控制，耐候性的提高主要通過Si，Cu，Cr和Ni的加入來實現(xiàn)。同時，通過Al，Nb，V和Ti進行復合微合金化，結合TMCP生產(chǎn)工藝，確定了試驗鋼的成分，如表1所示。

表1 試驗鋼的化學成分

1.2 試驗鋼板制備

1.2.1 動態(tài)CCT曲線建立

冶煉原料依次經(jīng)KR鐵水預處理、轉爐冶煉、LF精煉、RH精煉和連鑄機連鑄，冶煉出高純凈度鋼水和厚度370 mm的高質量連鑄板坯。

從鋼坯上取料，加工成如圖1所示的形狀試樣，在Gleeble 3800熱模擬機上測定試驗鋼的動態(tài)CCT曲線。動態(tài)CCT曲線的測定工藝：將試樣以10 ℃/s的速率加熱到1150 ℃，保溫3 min，再以10 ℃/s的速率冷卻到870 ℃，保溫2 s后進行壓縮，應變?yōu)?.4，應變速率為5 s-1,再以0.1，0.5，1，3，5，7，10，15，20，25，30，40，50 ℃/s的冷速冷卻至室溫；根據(jù)試樣的金相和硬度建立試驗鋼的動態(tài)CCT曲線，如圖2所示。

圖1 熱模擬試樣(單位：mm)

圖2 動態(tài)CCT曲線

當冷卻速率為0.1～5 ℃/s時，小冷速下奧氏體首先發(fā)生了擴散性多邊形先共析鐵素體相變，隨后發(fā)生了珠光體的轉變，得到鐵素體和珠光體的混合組織。隨著冷卻速率增大，珠光體逐漸變少，當冷速增大到某一程度時，珠光體組織停止轉變，僅出現(xiàn)針狀鐵素體，而且在相當大的冷卻速率范圍內(nèi)都得到針狀鐵素體，這將為工業(yè)生產(chǎn)提供較寬的冷卻工藝窗口。隨著冷卻速率繼續(xù)增大，則會出現(xiàn)貝氏體轉變，得到貝氏體和針狀鐵素體的混合組織。

1.2.2 試驗鋼板制備工藝

根據(jù)建立動態(tài)CCT曲線的結果，制定試驗鋼板的制備工藝，如表2所示，并在工業(yè)鋼板軋制線上實施，最終獲得成品試驗鋼板。

表2 試樣鋼制備工藝

2 實驗結果分析及討論2.1 力學性能

(1)為了考察試驗鋼板的性能均勻性，在鋼板的頭尾取樣進行分析，分別按照國家標準 GB /T 2975-2018 《鋼及鋼產(chǎn)品力學性能試驗取樣位置及試樣制備》、GB /T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分室溫試驗方法》和 GB /T 229-2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》中的規(guī)定，從試驗鋼板1/4厚度處取橫向拉伸試樣和夏比V型缺口縱橫向沖擊試樣，進行力學性能檢驗，結果如表3所示。

表3 試驗鋼板的常規(guī)力學性能

從表3可以看到試驗鋼板的屈服強度最低為532 MPa、抗拉強度最低651 MPa、-40 ℃沖擊功≥200 J，鋼板滿足屈服強度500 MPa級、沖擊性能滿足E級的力學性能要求(參考GB/T4171 Q500NHE標準：Rp0.2≥500 MPa,Rm=600～760 MPa，A50≥18%,-40 ℃夏比V型縱向沖擊功≥27 J)，且鋼板頭尾性能均勻。為進一步考察鋼板低溫韌性，在鋼板頭尾取樣進行脆性轉變曲線測定，如圖3所示。試驗鋼的韌脆轉變溫度低于-60 ℃。

2.2 試驗鋼板的金相微觀組織

在試驗鋼板上取金相試樣，經(jīng)研磨、拋光和4%濃度硝酸酒精溶液腐蝕，用LEICA Q550IW 型號光學顯微鏡( OM) 觀測分析微觀組織，如圖4所示。

由于本試驗鋼采用兩階段控軋模式軋制，一階段開軋溫度大于1100 ℃，在完全再結晶區(qū)軋制，軋制時采用大壓下軋制，粗軋階段累計壓下率超過60%，充分細化奧氏體晶粒。二階段在未再結晶區(qū)軋制，通過添加微合金元素Nb, Ti提高鋼材的再結晶溫度，擴大未再結晶區(qū)，在未再結晶區(qū)進行低溫高壓下，促使材料內(nèi)部形成大量的變形帶、亞晶、位錯等晶體“缺陷”，這些“缺陷”在后續(xù)的相變中成為鐵素體形核的核心。“缺陷”的大量存在，造成后續(xù)相變中材料內(nèi)部大量形核，因而可以大幅度細化材料的晶粒，實現(xiàn)細晶強化[5]。鋼板軋制后馬上進入ACC進行水冷，鋼板在Ar3以上溫度進行冷卻，根據(jù)動態(tài)CCT曲線控制冷卻速率調控鋼板的組織，最終使得試驗鋼板獲得細小均勻的針狀鐵素體組織。如圖4所示，在鋼板的1/4厚度處和1/2厚度處均獲得細小均勻的針狀鐵素體組織，它使得本試驗材料低溫韌性優(yōu)異。1/4厚度處晶粒度達9級，1/2厚度處晶粒度達9級，試驗鋼板的厚度方向組織均勻。

圖3 試驗鋼板的韌脆轉變曲線

2.3 焊接性

2.3.1 焊接工藝

對32 mm厚試驗鋼板進行了焊接試驗，采用X型坡口，CO2氣體保護焊和埋弧焊進行焊接，具體工藝和參數(shù)如表4所示。

圖4 32 mm厚試驗鋼板金相組織

表4 試驗鋼的焊接工藝和參數(shù)

2.3.2 可焊性拉伸和沖擊試驗

CO2氣體保焊和埋弧焊兩種焊接方式的結果如表5所示。

表5 試驗鋼的焊接性能

當焊接熱輸入量增大時，焊接熱影響區(qū)高溫時間停留時間變長，奧氏體晶粒粗化嚴重，焊接后冷卻速度變得更緩慢，在隨后的相變過程中容易形成粗大的側板條鐵素體、魏氏組織、上貝氏體等異常組織，馬奧島數(shù)量增大且粗大，使焊接熱影響區(qū)強度和韌性惡化。從表2-3中可以看到：當焊接熱輸入量從18 kJ/cm提高到40 kJ/cm時，焊接熔合線位置的低溫沖擊功下降，平均沖擊功由156 J降低到133 J；焊接接頭抗拉強度也有所降低，由650和645 MPa降低到635和640 MPa。由于本試驗鋼添加了Ti元素，在高溫狀態(tài)下以TiN第二相粒子析出，當焊接熱輸入量不超過50 kJ/cm,時，能有效釘扎晶界，抑制奧氏體晶粒長大，因此本試驗鋼在采用18 kJ/cm和40 kJ/cm的焊接熱輸入量焊接時，表現(xiàn)出優(yōu)異的焊接性能。

2.4 耐大氣腐蝕性

為考察本試驗鋼的耐腐蝕性能，與普通結構鋼Q355NB進行對比試驗。用于對比試驗的Q355NB的化學成分如表6所示。

表6 Q355NB的化學成分

2.4.1 耐大氣腐蝕指數(shù)評價

根據(jù)ASTM G101 低合金鋼抗大氣腐蝕的評定指南，耐大氣腐蝕性能指數(shù)I=26.01w(Cu)+3.88w(Ni)+1.20w(Cr)+1.49w(Si)+17.28w(P)-7.29w(Cu)w(Ni)-9.10w(Ni)w(P)-33.39w2(Cu)≥ 6.0。本試驗鋼的耐大氣腐蝕性能指數(shù)I= 6.7，而對比試驗鋼耐大氣腐蝕性能指數(shù)I= 0.79，本試驗鋼的耐大氣腐蝕指數(shù)遠高于對比試驗鋼，同時滿足ASTM G101標準的要求。

2.4.2 極化曲線試驗

試驗溶液：人工海水；樣品加工成10 mm×10 mm×3 mm，僅暴露10 mm×10 mm 一個面作為檢測面，其余面用環(huán)氧樹脂密封。試驗采用三電極體系進行：試樣(工作電極)、鉑電極(對電極)、飽和甘汞電極(參比電極)。試驗第一步：將試樣砂紙打磨至1200#；第二步：放入人工海水中浸泡100 h；第三步：檢測開路電位后以0.033 mV/s的速度進行極化曲線試驗，電位范圍為-1.2 V至-0.3 V，確定自腐蝕電位，試驗結果如圖5所示

圖5 極化曲線

由于本試驗鋼添加了一定量的Cu，Cr，Ni合金元素，對比試驗鋼Q355NB則沒有添加，而Cu，Cr，Ni合金元素會嚴重影響腐蝕電位正移[6]，因此極化曲線對比試驗結果顯示，本試驗鋼板的自腐蝕電位高于對比試驗鋼Q355NB，顯示了優(yōu)良的耐腐蝕性能。

2.4.3 周浸試驗

本次周浸試驗是為了模擬鋼材在工業(yè)大氣環(huán)境下的腐蝕性能。選用的溶劑為(1.0±0.05)×10-2mol/L的NaHSO3溶液，環(huán)境溫度35 ℃，濕度75±5 RH，試驗時間分別為2天、5天、10天以及15天。周浸試驗后，進行質量損失的分析，從而進行腐蝕速率計算，結果如圖6所示。

圖6 模擬工業(yè)大氣環(huán)境腐蝕速率

從試驗結果可以看到，當腐蝕試驗為2天時，本試驗鋼與對比試驗的普通結構鋼的腐蝕速率相當；當腐蝕試驗時間延長到5天以上時，本試驗鋼的腐蝕速率才逐步呈現(xiàn)出比普通結構鋼低。原因是耐大氣腐蝕鋼表面的保護性銹層形成需要一個漸進的過程。有研究表明這個過程在工業(yè)大氣中一般需要3年以上。耐大氣腐蝕鋼在腐蝕初期產(chǎn)生與普通碳鋼同樣的腐蝕，優(yōu)勢并不大，銹層中存在著空洞和裂紋使得腐蝕介質容易滲入，直接接觸基體，加快腐蝕，所以腐蝕初期碳鋼和耐候鋼的腐蝕速率均較大。隨著腐蝕的進行，耐大氣腐蝕鋼中的合金元素逐漸發(fā)揮作用，在Cu，P，Cr，Ni等元素的作用下，形成連續(xù)、致密的銹層。銹層分為兩層，外層為連續(xù)、致密的α-FeOOH和γ-FeOOH；內(nèi)層為富集Cu，P，Cr，Ni的非晶態(tài)δ-FeOOH層(穩(wěn)定銹層)，內(nèi)外層都有Fe3O4。這種銹層結構致密、附著性很強，阻礙銹蝕往里擴散和發(fā)展，減緩腐蝕速度[7]。本試驗鋼添加了一定量的Cu，Cr和Ni，而對比試驗鋼Q355NB沒有添加，因此本試驗鋼在周浸試驗時間5天以上時顯示了比普通結構鋼Q355NB更優(yōu)良的耐腐蝕性能。

3 結 論

(1)通過Nb，V和Ti進行復合微合金化，實現(xiàn)低碳當量成分設計，同時通過建立動態(tài)CCT曲線精確制定TMCP工藝，成功研制出厚度達32 mm屈服強度為500 MPa級的高強度高韌性耐候鋼板。

(2)本試驗鋼由細小的針狀鐵素體組成，當焊接熱輸入量達40 kJ/cm時仍表現(xiàn)出優(yōu)異的焊接性能。

(3)本試驗鋼耐大氣腐蝕指數(shù)I達6.7，極化曲線和周浸試驗結果均表明其耐腐蝕性能優(yōu)于普通低合金結構鋼。