何春靜，龐慶海，李 潔，殷立濤，聶新林

（1.洛陽中重鑄鍛有限責任公司，河南 洛陽 471039；2.礦山重型裝備國家重點實驗室，河南 洛陽 471039；3.洛陽市大型鑄鍛件材料企業(yè)研發(fā)中心，河南 洛陽 471039）

法蘭鍛件是風力發(fā)電機組塔架的主要連接部件，材質(zhì)主要為Q355E鋼，該材料具有很好的強度、塑性及較好的低溫沖擊性能。目前，風力發(fā)電機功率已超過5.5 MW，法蘭壁厚已超過300 mm，運行中需承載復(fù)雜的應(yīng)力負荷，以適應(yīng)海上風浪、臺風、暴雨等惡劣氣候的風源襲擊，服役條件比較惡劣。由于風力發(fā)電設(shè)備運行的環(huán)境溫度最低可達-40℃[1]，其低溫韌性關(guān)系到設(shè)備的運行安全，因此產(chǎn)品材料需要具備較好的低溫韌性。

法蘭用鋼主要通過正火來保證其使用性能[2-3]，工件截面超過300 mm時，正火冷卻過程中由于較大的蓄熱量導(dǎo)致鍛件心部材料冷卻速度較慢，在高溫狀態(tài)停留時間長，易得到粗大的鐵素體和珠光體組織，導(dǎo)致材料低溫沖擊性能存在波動性，-50℃的沖擊吸收能量不能滿足要求，個別試樣呈現(xiàn)出脆斷的特征。目前國內(nèi)對于厚截面Q355E鋼鍛件低溫沖擊性能的研究較為欠缺，需要從工藝角度優(yōu)化材料低溫韌性，實現(xiàn)對Q355E鋼鍛件生產(chǎn)的指導(dǎo)。本文以300 mm×300 mm截面Q355E鋼為研究對象開展熱處理試驗，模擬了300 mm×300 mm截面鍛件心部位置的冷卻條件，觀察與分析不同模擬正火溫度及回火狀態(tài)下的組織，測試材料強度、塑性及-50℃沖擊吸收能量，探討了模擬正火溫度對材料組織與低溫沖擊性能的影響規(guī)律。

1 試驗材料及方法

試驗材料為Q355E鋼，取自風電法蘭鍛件本體，試樣規(guī)格為25 mm×25mm×180 mm，化學(xué)成分見表1。

表1 Q355E鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)，%）Table 1 Chemical composition of the Q355E steel（mass fraction，%）

為了模擬實際生產(chǎn)過程中大鍛件的熱處理條件，試驗在冷卻速度可控的MR-20模擬程控熱處理爐中進行。冷卻速度參考有效截面300 mm×300 mm鍛件正火水冷條件下心部材料的冷卻速度。按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—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》開展拉伸試驗和沖擊試驗。拉伸試驗和沖擊試驗分別在GHT4605微機液壓萬能試驗機和NI750擺錘式?jīng)_擊試驗機上進行。拉伸試樣直徑為φ10 mm，標距為50 mm；沖擊試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，采用夏比V型缺口，缺口深度為2 mm。使用ZEISSEVO18掃描電鏡觀察沖擊斷口形貌，然后對沖擊后的試樣進行研磨、拋光，用4%（體積分數(shù)）的硝酸酒精溶液腐蝕，最后使用ZEISS Observer D1m倒置式光學(xué)顯微鏡觀察組織。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 模擬冷卻方案

近些年來發(fā)展的亞溫處理工藝證明可以提高材料的低溫韌性[4-6]，為此針對亞溫正火和正常正火工藝開展研究。Q355E鋼試樣按180℃/h的速率由室溫升至930℃，獲得的膨脹曲線如圖1所示。根據(jù)切線法可測得試驗鋼升溫過程的臨界點Ac1為726℃，Ac3為825℃，模擬正火處理加熱溫度為780、800、820、840、860、880、900℃，保溫3 h后模擬冷卻，冷卻曲線如圖2所示，冷卻結(jié)束后于580℃回火5 h。

圖1 試驗鋼的熱膨脹曲線Fig.1 Thermal dilatometric curve of the tested steel

圖2 試驗鋼在不同加熱溫度模擬正火冷卻過程的溫度-時間曲線Fig.2 Temperature-time curves of the tested steel during cooling process of simulated normalizing at different temperatures

2.2 力學(xué)性能

表2為不同溫度模擬正火處理及580℃回火后試樣的力學(xué)性能，可以看出不同溫度熱處理后試樣強度和塑性均滿足要求。840℃模擬熱處理時，抗拉強度為531 MPa，伸長率可達37.0%，具有較好的強塑性。隨著模擬正火溫度的升高，材料沖擊吸收能量呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢，如圖3所示，材料沖擊吸收能量波動范圍依次為134.6、80.4、14.0、27.3、65.2、87.2、108.9 J，呈現(xiàn)先降低后增加的趨勢。模擬正火溫度為780℃和800℃時，個別試樣沖擊吸收能量不滿足企業(yè)標準要求（KV2≥54 J）；820℃和840℃模擬熱處理時，試樣沖擊吸收能量波動性較小，沖擊吸收能量范圍為183.8～211.1 J；860～900℃模擬熱處理時，試樣沖擊吸收能量存在波動性，沖擊吸收能量范圍56.1～212.5 J。從圖3可以看出，820～840℃模擬熱處理時具有穩(wěn)定且優(yōu)異的低溫沖擊性能。因此，選擇820～840℃作為正火溫度來提高厚截面Q355E鋼鍛件的低溫沖擊穩(wěn)定性是比較合適的。

圖3 模擬正火溫度對回火態(tài)試樣沖擊吸收能量的影響Fig.3 Effect of simulated normalizing temperature on impact absorbed energy of the tempered specimens

表2 不同溫度模擬正火處理及580℃回火后試樣的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the specimens after simulated normalizing treatment at different temperatures and tempering at 580℃

2.3 微觀組織

2.3.1 顯微組織

不同溫度模擬正火及回火后試樣的顯微組織如圖4所示，可以看出，試樣顯微組織主要由鐵素體和珠光體組成，珠光體多分布于晶界處。每個模擬正火溫度統(tǒng)計了約200個珠光體和鐵素體的晶粒尺寸，統(tǒng)計結(jié)果如圖5所示。模擬溫度從780℃升高至900℃，鐵素體平均尺寸先減小后增大，當模擬正火溫度為820～860℃時，鐵素體晶粒相對細小，為12μm左右；珠光體的平均尺寸隨著模擬正火溫度升高逐漸增大，從3.69μm增大至10.51μm。文獻[7]已證實，珠光體轉(zhuǎn)變過程中形核位置以晶界和角隅為主。當模擬溫度較高，原始奧氏體晶粒較大時，由于晶界密度較小，珠光體形核位置也較少，每一個珠光體域有更大的長大空間，最終導(dǎo)致珠光體尺寸較大。當模擬正火溫度為780℃和800℃時，珠光體呈針狀析出；當模擬正火溫度為820～900℃時，珠光體呈長條狀和近等軸狀析出。

圖4 模擬正火溫度對回火態(tài)試樣顯微組織的影響Fig.4 Effect of simulated normalizing temperature on microstructure of the tempered specimens

圖5 模擬正火溫度對回火態(tài)試樣晶粒尺寸的影響Fig.5 Effect of simulated normalizing temperature on grain size of the tempered specimens

模擬正火溫度為780℃和800℃時，試樣存在較大尺寸的塊狀鐵素體。這是因為在低于Ac3溫度加熱時，Q355E鋼的組織構(gòu)成為兩相，一相是未奧氏體化的原始鐵素體，另一相是珠光體和鐵素體轉(zhuǎn)變的奧氏體。模擬熱處理后，奧氏體再次分解為鐵素體和珠光體，未奧氏體化的原始鐵素體便保留下來。熱處理后最終組織由未發(fā)生重結(jié)晶的鐵素體、重結(jié)晶后的鐵素體和珠光體構(gòu)成。由圖4可知，未發(fā)生重結(jié)晶的鐵素體尺寸較大，大塊狀鐵素體的存在導(dǎo)致其沖擊吸收能量較低且不穩(wěn)定[8-9]，同時針狀珠光體的存在容易導(dǎo)致在塑性變形的過程中產(chǎn)生應(yīng)力集中，對其低溫沖擊性能不利。

模擬正火溫度為820℃時，材料中仍然存在少量未再結(jié)晶鐵素體，但其尺寸較小，珠光體多呈長條狀分布，低溫沖擊性能較好；模擬正火溫度為840～900℃，珠光體以長條狀和等軸狀分布，隨著模擬正火溫度的升高，試樣鐵素體和珠光體尺寸逐漸增加，使得試樣在-50℃的沖擊吸收能量逐漸減小且不穩(wěn)定，說明細小的鐵素體和珠光體組織有利于提高Q355E鋼的低溫韌性和沖擊穩(wěn)定性。王勇等[10]使用晶界的位錯堆積使裂紋形核的模型來解釋晶粒尺寸對斷裂行為的影響，晶粒尺寸較小時，滑移帶到達晶界時的位錯堆積數(shù)量越少，因此在晶界處的局部應(yīng)力也相應(yīng)減少，可以有效的降低裂紋形核數(shù)量。反之，當晶粒尺寸大時，位錯在晶界上堆積的數(shù)目很多，在晶界處形成應(yīng)力集中，提高鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，降低鋼在低溫條件下的韌性。

模擬正火溫度為880℃和900℃時，除了正常的鐵素體和珠光體組織外，還存在部分魏氏組織，如圖4（f，g）中箭頭所示，珠光體組織上分布著針片狀鐵素體。研究表明[11]，魏氏組織會割裂基體組織，造成尖端應(yīng)力集中甚至形成裂紋核心，并沿著鐵素體擴展，使材料的沖擊性能惡化。

2.3.2 斷口分析

剪切斷面率（FA）可以反映材料韌性部分所占的比例，本試驗統(tǒng)計了780～900℃不同溫度模擬正火處理并在580℃回火后沖擊試樣的剪切斷面率，如表3所示。820℃和840℃模擬正火熱處理后試樣的剪切斷面率均在50%以上，說明其斷口中韌性部分所占的比例較高，在沖擊過程中沖擊吸收能量較大，即沖擊性能較好。

表3 不同溫度模擬正火及580℃回火后試樣的剪切斷面率Table 3 Shear section ratio of the specimens after simulated normalizing at different temperatures and tempering at 580℃

選取780、820、860、900℃模擬正火處理并在580℃回火后沖擊吸收能量分別為4.1、193.7、147.3、56.1 J的試樣進行斷口組織觀察，其宏觀形貌如圖6所示。780℃沖擊吸收能量為4.1 J的試樣斷口比較平坦，無剪切唇和纖維區(qū)，全為放射區(qū)；820℃沖擊吸收能量為193.7 J的試樣存在明顯的剪切唇，同時其纖維區(qū)面積較大；隨著溫度升高至860、900℃，試樣纖維區(qū)面積逐漸減小，對應(yīng)的沖擊吸收能量也逐漸減小。

觀察上述4個溫度模擬正火處理及580℃回火后沖擊吸收能量分別為4.1、193.7、147.3、56.1 J試樣缺口前沿起裂區(qū)的微觀形貌，如圖6所示。780℃模擬熱處理試樣沖擊斷口形貌為河流狀花樣，同時還能觀察到撕裂棱的存在，為準解理斷裂，韌性較差。820℃模擬熱處理試樣斷口大尺寸韌窩的數(shù)量較多，斷口起伏明顯，具有較好的沖擊性能，860℃模擬熱處理試樣斷口韌窩細小，對應(yīng)的沖擊吸收能量有所降低。900℃模擬熱處理試樣斷口韌窩數(shù)量明顯減少，同時韌窩較淺，尺寸較小，韌性相對較低。

圖6 模擬正火溫度對回火態(tài)試樣沖擊斷口宏觀（a1～d1）及微觀（a2～d2）形貌的影響Fig.6 Effect of simulated normalizing temperature on macro-morphologies（a1-d1）and micro-morphologies（a2-d2）of impact fracture of the tempered specimens

3 結(jié)論

1）模擬正火溫度由780℃升高至900℃，-50℃沖擊吸收能量呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢，材料中鐵素體的平均尺寸由14.73μm降低至12.07μm又增大至15.02μm，珠光體的平均尺寸從3.69μm增大至10.51μm。

2）模擬正火處理溫度為820～840℃時，可得到均勻細小的鐵素體和珠光體組織，珠光體呈條狀和近等軸狀分布，具有穩(wěn)定且優(yōu)異的低溫沖擊性能，-50℃沖擊吸收能量范圍為183.8～211.1 J，試樣沖擊斷口存在明顯的剪切唇，剪切斷面率在50%以上。

3）對于300 mm×300 mm截面Q355E鋼鍛件，可選擇820～840℃進行正火處理，以獲得優(yōu)良穩(wěn)定的低溫沖擊吸收能量。