分享：应变诱导铁素体相变轧制铝硅系耐候钢的组织与性能
李文远１,２,刘 锟１,惠亚军１,刘 杰１,张 旭１,刘晓翠３
(１．首钢技术研究院薄板所,北京 １０００４３;２．绿色可循环钢铁流程北京市重点实验室,北京 １０００４３;
３．首钢股份公司迁安钢铁公司,迁安 ０６４４０４)
摘 要:通过测定自制铝硅系耐候钢的连续冷却转变曲线,确定了应变诱导铁素体相变轧制工艺;采用该工艺对试验钢进行轧制,研究了轧制后的显微组织、力学性能以及在质量分数 ３．５％NaCl溶液中的耐腐蚀性能,并与SPAＧH 钢的进行了对比.结果表明:试验钢在０．５~２５ ℃??s－１冷速范围内只存在铁素体和珠光体转变区;热轧后的显微组织由单一铁素体组成,部分铁素体的晶粒尺寸小于３μm;与SPAＧH 钢相比,试验钢具有更高的伸长率和更低的屈强比,且冲击韧性优良;在NaCl溶液中腐蚀后,试验钢表面锈层中存在多层致密铝、硅元素富集层,且表面锈层的耐腐蚀性能优于SPAＧH 钢表面锈层的,因此试验钢的耐氯离子腐蚀性能优于SPAＧH 钢的.
关键词:铝Ｇ硅系耐候钢;元素富集层;应变诱导铁素体相变;周浸腐蚀
中图分类号:TG１４２．１ 文献标志码:A 文章编号:１０００Ｇ３７３８(２０１９)０９Ｇ００３３Ｇ０５
０ 引 言
耐候钢诞生于２０世纪３０年代,以美国钢铁公司生产的corten钢为代表.此类钢添加了铜、铬、镍、磷等合金元素以提高耐大气腐蚀性能,可直接裸装使用,广泛应用于集装箱、桥梁、建筑等领域[１Ｇ４].在后续发 展 中,日 本、德 国、中 国 等 国 家 的 学 者 以corten钢为基础进行合金元素微调,但所得产品始终存在以下弊端:一是添加了大量的铜、镍等合金元素,大幅度提高了成本;二是添加的铜元素因熔点较低(仅１０８３ ℃)而极易在生产过程中出现“铜脆”问题,影响钢的表面质量;三是传统的铜、铬、镍成分体系耐候钢在氯离子环境下的耐腐蚀性能一般,锈层结构无法有效抵御氯离子的渗透.为此,日本学者又提出了一种新型的耐候钢成分设计思路,通过添加较高含量的铝、硅元素,形成 FeＧAlＧSi金属间化合物,从而有效阻止氯离子的渗透,提高其耐氯离子腐蚀性能[５Ｇ９].铝硅系耐候钢摒弃了铜、镍等贵金属元素,其成本大幅降低、应用前景良好;但是前期研究主要针对耐腐蚀机制展开,有关铝硅系耐候钢轧制工艺、综合力学性能以及与常规集装箱钢(牌号SPAＧH)耐腐蚀性能的对比研究较少.
细晶强化是提高钢材综合力学性能的最佳方法.２０世纪８０年代,PRIESTENER首次报道了低碳钢在轧制过程中发生的γ→α相变,又称为应变诱导铁素体相变;随后各国学者采用应变诱导铁素体相变工艺,将碳素钢和低碳微合金钢的铁素体晶粒分别细化至３μm 和小于１μm,从而产生了显著的细晶强化效果[１０Ｇ１４].
为推动铝硅系耐候钢从实验室研发走向工业生产,作者采用应变诱导铁素体相变轧制工艺获得铝硅系耐候钢,研究了其显微组织、力学性能和耐腐蚀性能,为铝硅系耐候钢产品的工业化提供新的思路.
１ 试样制备与试验方法
试验 材 料 为 自 制 铝 硅 系 耐 候 钢,铸 锭 采 用５０kg真空感应炉冶炼,其化学成分(质量分数/％)为
≤０．０２C,０．６~１．０Si,０．８~１．０Mn,≤０．０２P,≤０．００５S,０．６~１．０Al,余 Fe及杂质元素.在 GLEEBLEＧ２０００型热模拟试验机上测定动态连续冷却转变曲线:在铸锭上截取尺寸?８mm×１２mm 的试样,以２０℃??s－１的速率加热至１１５０℃,保温１０min后,在１１００ ℃进行第一道次变形,变形量３０％,应变速率１s－１,在１０００℃进行第二道次变形,变形量２５％,应变速率１０s－１,再分别以０．５,１,３,５,７,１０,１５,２０,２５ ℃??s－１的速率冷至室温.在热模拟试样上横向取样,经研磨、抛光及体积分数４％硝酸酒精溶液腐蚀之后,使用 LEICA MEF４A 型光学显微镜观察显微组织.由热模拟试验结果确定试验钢的应变诱导铁素体相变轧制工艺.采用?５５０mm 二辊可逆式轧机,利用６道次两阶段轧制工艺将铸锭轧制成厚度６mm 钢板,铸锭厚度为７０ mm,不同道次轧制后板坯 厚 度 依 次为５０mm→３６mm→２５ mm(中间坯)→１８ mm→１２mm→６mm,开轧温度１２００℃,终轧温度９５０℃,第一阶段轧制压下量４５mm,压下率６４％,第二阶段轧制压下量１９mm,压下率７６％,末道次压下率５０％,末道次应保证足够的应变量以促进铁素体相变,轧后控制冷却速率不低于１０ ℃??s－１,模拟卷取温度６００ ℃.在热轧钢板上取样,经研磨抛光,用体积分数４％硝酸酒精腐蚀溶液后,利用 MEF４A 型光学显微镜观察显微组织.在热轧钢板上横向截取尺寸为６mm×３０mm×２００mm 的弯曲试样,按照 GB/T２３２－２０１０,在 WBＧ２０００型弯曲试验机上进行１８０°弯曲试验,弯心直径d＝０.在热轧钢板上截取纵向冲击试样,尺寸为５mm×１０mm×５５mm,开 V 型缺 口,按 照 GB/T ２２９ － ２００７,在 Zwick/RoellRKP４５０型冲击试验机上进行冲击试验,试验温度分别为－６０,－４０,－２０,０,２０ ℃,各测３个平行试样取平均值.按照 GB/T２２８．１－２０１０,在热轧钢板上截取横向拉伸试样,标距５０mm,在 Zwick/RoellZ１２００型拉伸试验机上进行拉伸试验,拉伸速度为２mm??min－１.在热轧钢板上截取尺寸为４０ mm×６０ mm×４mm的挂片试样,按照 TB/T２３７５－１９９３,在质量分数３．５％NaCl溶液中进行周浸腐蚀试验,腐蚀时间２８８h.在腐蚀后的挂片试样上横向取样,研磨、抛光后,使用 S３４００N 型扫描电镜(SEM)观察锈层截面形貌,利用附带的能谱仪(EDS)进行微区成分分析.在 Par２２７３ 电化学工作站上进行电化学试验,工作电极为周浸腐蚀后试样表面的锈层,对电极为铂电极,参比电极为饱和甘汞电极(SCE,后文若无特指,所有电位均相对于 SCE),腐蚀介质为质量浓度３５g??L－１NaCl溶液,扫描速率为１mV??s－１.为了进行对比,在相同条件下对SPAＧH 钢的耐腐蚀性能及腐蚀后的微区成分进行了测定.SPAＧH钢由首钢工业生产,厚度规格与试验钢板的相同,化学成分 (质 量 分 数/％)为 ０．０９C,０．３２Si,０．３５Mn,０．０８５P,≤０．００８S,０．００２７Cu,０．００３５Cr,０．１Ni.
２ 试验结果与讨论
２．１ 连续冷却转变曲线由图１可知,试验钢在０．５~２５ ℃??s－１ 冷速范围内只存在铁素体 F和珠光体 P转变区,在冷却过程中,先共析铁 素 体 转 变 开 始 温 度 Ar３ 为 ９４６ ℃.由图２可知,在０．５~１０ ℃??s－１ 冷速下试验钢的显微组织主 要 由 铁 素 体 和 珠 光 体 构 成,当 冷 速 超 过１０ ℃??s－１时,共析转变受到抑制,只形成了单一的先共析铁素体组织.试验钢中 碳、硅、锰、铝 等 合 金 元 素 的 添 加 量较少,过 冷 奥 氏 体 的 稳 定 性 较 差,因 此 Ar３ 达 到９４６ ℃;随着温度的降低,处于过冷态的奥氏体将全部转变为 铁 素 体/珠 光 体 组 织.根 据 连 续 冷 却转变曲线,确定应变诱导铁素体相变轧制工艺,如前所述.
２．２ 显微组织
由图３可知:经应变诱导铁素体相变轧制后,试验钢的显微组织主要由铁素体组成;铁素体晶粒尺寸不均匀,较大晶粒的直径约１０μm,较小的低于３μm;较小的铁素体晶粒主要分布在原奥氏体晶界位置.试验钢的终轧温度为９５０ ℃,末道次压下率５０％.在末道次设置大压下量可以提高 γ→α相变储能,促进铁素体在奥氏体晶界位置形核.但是,试验钢的应变诱导铁素体相变效果并不理想,主要原因在于:热轧时板坯很厚,约７０mm,热轧压缩比及道次压下量受到限制;热轧时的轧制速度较慢,应变速率较低;轧后冷速较低,无法有效抑制相变之后铁素体晶粒的长大.但是９５０℃终轧可将铁素体晶粒尺寸细化至３μm 以下,这在工业生产中能极大降低设备负荷,不但可在现有设备上实现末道次大压下量,而且非常适合薄规格热轧带钢的生产.
２．３ 力学性能
表１中:ReH 为上屈服强度;ReL 为下屈服强度;Rp０．２为规定塑性延伸强度;Rm 为抗拉强度;A５０为断后伸长率.由表１可知,与首钢批量生产的SPAＧH钢(工业生产统计结果)相比,试验钢具有更高的伸长率和更低的屈强比,非常有利于加工成型.
由图４可知:试验钢在不同温度下的冲击吸收功的离散性较小;在温度不低于－２０ ℃范围内,试样的冲击吸收功大于１３０J,当温度降至－４０ ℃时,冲击吸收功均值大于１００J,当温度降至－６０ ℃时,冲击吸收功均值仍可达到９０J左右.在整个试验温度范围内,试验钢均表现出比较优异的冲击韧性.
２．４ 耐腐蚀性能
由表２可知,与SPAＧH 钢相比,试验钢的腐蚀质 量 损 失 较 小 、腐 蚀 速 率 较 小 ,相 对 腐 蚀 率 为８３．８７％.在氯离子环境下,试验钢表现出更加优异的耐腐蚀性能.由图５可以看出:在 NaCl溶液中周浸腐蚀２８８h后,试验钢表面锈层非常致密,与基体的结合也比较紧密,不存在间隙、孔洞等缺陷;在锈层中存在连续分布的深色层和浅色层,二者均主要由铝、硅、铁、氧等４种元素组成;深色层中的铝、硅元素线扫描的峰强度较高,且峰位置完全重叠,表明铝、硅元素发生富集且富集位置相同;浅色层中的铁、氧元素线扫描峰的强度较高,说明铁、氧元素在浅色层中富集.由图６也可以发现,铝、硅元素基本富集在深色层中.结合相关文献分析推测,铝、硅、铁、氧元素可形成FeＧAlＧSiＧO 复合氧化物,该复合氧化物在锈层中呈连续层状分布,可有效阻挡氯离子的渗透,从而改善试验钢的耐腐蚀性能[９].由图７和表３可以看出:试验钢表面锈层为层状结构,深色层中铝元素含量为钢基体中的 ４~９倍,硅元素含量为钢基体中的３~７倍,可见深色层中铝、硅元素发生了富集,且铝元素的富集程度略高于硅元素的;SPAＧH 钢表面锈层虽然致密且与基体结合紧密,但是锈层中不存在多层富集层,仅在锈层个别位置出现铜、铬元素的富集.氯离子极强的渗透能力是导致钢铁材料腐蚀的主要原因.试验钢表面锈层呈层状结构,锈层中存在致密的铝、硅元素富集层,可有效阻挡氯离子的渗透;而SPAＧH 钢表面锈层中只存在铜、铬元素的点状富集,阻挡氯离子渗透的能力有限.所以,试验钢
试验钢表面锈层的自腐蚀电位较高,而自腐蚀电流较低,可见试验钢表面锈层的耐腐蚀性能较优.综上推测,合理的锈层结构以及锈层本身优异的耐腐蚀性能是试验钢在氯离子环境下的腐蚀速率低于SPAＧH 钢的根本原因.
试验钢表面锈层的自腐蚀电位较高,而自腐蚀电流较低,可见试验钢表面锈层的耐腐蚀性能较优.综上推测,合理的锈层结构以及锈层本身优异的耐腐蚀性能是试验钢在氯离子环境下的腐蚀速率低于SPAＧH 钢的根本原因.
３ 结 论
(１)铝硅系耐候钢在０．５~２５ ℃??s－１冷速范围内只存在铁素体和珠光体相变区域,其 Ar３达到９４６ ℃;采用 应 变 诱 导 铁 素 体 相 变 轧 制 工 艺 轧 制后,部分铁素体的晶粒尺寸细 化 至 ３μm 以 下;与SPAＧH钢相 比 ,轧 制 后 试 验 钢 具 有 更 高 的 伸 长 率和更低的屈强比,且表现出了优异的冲击韧性,可应用于工业生产.
(２)在质量分数 ３．５％NaCl溶 液 中 周 浸 腐 蚀后,试验钢表面锈层中形成了多层致密铝、硅元素富集层,且表面锈层的耐腐蚀性能优于 SPAＧH 钢表面锈层的,因此试验钢在氯离子环境中的耐腐蚀性能优于SPAＧH 钢的。
浙公网安备 33042402000106号
