李文遠(yuǎn)１,２,劉 錕１,惠亞軍１,劉 杰１,張 旭１,劉曉翠３

(１．首鋼技術(shù)研究院薄板所,北京 １０００４３;２．綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點(diǎn)實驗室,北京 １０００４３;

３．首鋼股份公司遷安鋼鐵公司,遷安 ０６４４０４)

摘 要:通過測定自制鋁硅系耐候鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線,確定了應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變軋制工藝;采用該工藝對試驗鋼進(jìn)行軋制,研究了軋制后的顯微組織、力學(xué)性能以及在質(zhì)量分?jǐn)?shù) ３．５％NaCl溶液中的耐腐蝕性能,并與SPAＧH 鋼的進(jìn)行了對比.結(jié)果表明:試驗鋼在０．５~２５ ℃??s－１冷速范圍內(nèi)只存在鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變區(qū);熱軋后的顯微組織由單一鐵素體組成,部分鐵素體的晶粒尺寸小于３μm;與SPAＧH 鋼相比,試驗鋼具有更高的伸長率和更低的屈強(qiáng)比,且沖擊韌性優(yōu)良;在NaCl溶液中腐蝕后,試驗鋼表面銹層中存在多層致密鋁、硅元素富集層,且表面銹層的耐腐蝕性能優(yōu)于SPAＧH 鋼表面銹層的,因此試驗鋼的耐氯離子腐蝕性能優(yōu)于SPAＧH 鋼的.

關(guān)鍵詞:鋁Ｇ硅系耐候鋼;元素富集層;應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變;周浸腐蝕

中圖分類號:TG１４２．１ 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１９)０９Ｇ００３３Ｇ０５

０ 引 言

耐候鋼誕生于２０世紀(jì)３０年代,以美國鋼鐵公司生產(chǎn)的corten鋼為代表.此類鋼添加了銅、鉻、鎳、磷等合金元素以提高耐大氣腐蝕性能,可直接裸裝使用,廣泛應(yīng)用于集裝箱、橋梁、建筑等領(lǐng)域[１Ｇ４].在后續(xù)發(fā) 展 中,日 本、德 國、中 國 等 國 家 的 學(xué) 者 以corten鋼為基礎(chǔ)進(jìn)行合金元素微調(diào),但所得產(chǎn)品始終存在以下弊端:一是添加了大量的銅、鎳等合金元素,大幅度提高了成本;二是添加的銅元素因熔點(diǎn)較低(僅１０８３ ℃)而極易在生產(chǎn)過程中出現(xiàn)“銅脆”問題,影響鋼的表面質(zhì)量;三是傳統(tǒng)的銅、鉻、鎳成分體系耐候鋼在氯離子環(huán)境下的耐腐蝕性能一般,銹層結(jié)構(gòu)無法有效抵御氯離子的滲透.為此,日本學(xué)者又提出了一種新型的耐候鋼成分設(shè)計思路,通過添加較高含量的鋁、硅元素,形成 FeＧAlＧSi金屬間化合物,從而有效阻止氯離子的滲透,提高其耐氯離子腐蝕性能[５Ｇ９].鋁硅系耐候鋼摒棄了銅、鎳等貴金屬元素,其成本大幅降低、應(yīng)用前景良好;但是前期研究主要針對耐腐蝕機(jī)制展開,有關(guān)鋁硅系耐候鋼軋制工藝、綜合力學(xué)性能以及與常規(guī)集裝箱鋼(牌號SPAＧH)耐腐蝕性能的對比研究較少.

細(xì)晶強(qiáng)化是提高鋼材綜合力學(xué)性能的最佳方法.２０世紀(jì)８０年代,PRIESTENER首次報道了低碳鋼在軋制過程中發(fā)生的γ→α相變,又稱為應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變;隨后各國學(xué)者采用應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變工藝,將碳素鋼和低碳微合金鋼的鐵素體晶粒分別細(xì)化至３μm 和小于１μm,從而產(chǎn)生了顯著的細(xì)晶強(qiáng)化效果[１０Ｇ１４].

為推動鋁硅系耐候鋼從實驗室研發(fā)走向工業(yè)生產(chǎn),作者采用應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變軋制工藝獲得鋁硅系耐候鋼,研究了其顯微組織、力學(xué)性能和耐腐蝕性能,為鋁硅系耐候鋼產(chǎn)品的工業(yè)化提供新的思路.

１ 試樣制備與試驗方法

試驗 材 料 為 自 制 鋁 硅 系 耐 候 鋼,鑄 錠 采 用５０kg真空感應(yīng)爐冶煉,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/％)為

≤０．０２C,０．６~１．０Si,０．８~１．０Mn,≤０．０２P,≤０．００５S,０．６~１．０Al,余 Fe及雜質(zhì)元素.在 GLEEBLEＧ２０００型熱模擬試驗機(jī)上測定動態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線:在鑄錠上截取尺寸?８mm×１２mm 的試樣,以２０℃??s－１的速率加熱至１１５０℃,保溫１０min后,在１１００ ℃進(jìn)行第一道次變形,變形量３０％,應(yīng)變速率１s－１,在１０００℃進(jìn)行第二道次變形,變形量２５％,應(yīng)變速率１０s－１,再分別以０．５,１,３,５,７,１０,１５,２０,２５ ℃??s－１的速率冷至室溫.在熱模擬試樣上橫向取樣,經(jīng)研磨、拋光及體積分?jǐn)?shù)４％硝酸酒精溶液腐蝕之后,使用 LEICA MEF４A 型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織.由熱模擬試驗結(jié)果確定試驗鋼的應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變軋制工藝.采用?５５０mm 二輥可逆式軋機(jī),利用６道次兩階段軋制工藝將鑄錠軋制成厚度６mm 鋼板,鑄錠厚度為７０ mm,不同道次軋制后板坯 厚 度 依 次為５０mm→３６mm→２５ mm(中間坯)→１８ mm→１２mm→６mm,開軋溫度１２００℃,終軋溫度９５０℃,第一階段軋制壓下量４５mm,壓下率６４％,第二階段軋制壓下量１９mm,壓下率７６％,末道次壓下率５０％,末道次應(yīng)保證足夠的應(yīng)變量以促進(jìn)鐵素體相變,軋后控制冷卻速率不低于１０ ℃??s－１,模擬卷取溫度６００ ℃.在熱軋鋼板上取樣,經(jīng)研磨拋光,用體積分?jǐn)?shù)４％硝酸酒精腐蝕溶液后,利用 MEF４A 型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織.在熱軋鋼板上橫向截取尺寸為６mm×３０mm×２００mm 的彎曲試樣,按照 GB/T２３２－２０１０,在 WBＧ２０００型彎曲試驗機(jī)上進(jìn)行１８０°彎曲試驗,彎心直徑d＝０.在熱軋鋼板上截取縱向沖擊試樣,尺寸為５mm×１０mm×５５mm,開 V 型缺 口,按 照 GB/T ２２９ － ２００７,在 Zwick/RoellRKP４５０型沖擊試驗機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗,試驗溫度分別為－６０,－４０,－２０,０,２０ ℃,各測３個平行試樣取平均值.按照 GB/T２２８．１－２０１０,在熱軋鋼板上截取橫向拉伸試樣,標(biāo)距５０mm,在 Zwick/RoellZ１２００型拉伸試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗,拉伸速度為２mm??min－１.在熱軋鋼板上截取尺寸為４０ mm×６０ mm×４mm的掛片試樣,按照 TB/T２３７５－１９９３,在質(zhì)量分?jǐn)?shù)３．５％NaCl溶液中進(jìn)行周浸腐蝕試驗,腐蝕時間２８８h.在腐蝕后的掛片試樣上橫向取樣,研磨、拋光后,使用 S３４００N 型掃描電鏡(SEM)觀察銹層截面形貌,利用附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析.在 Par２２７３ 電化學(xué)工作站上進(jìn)行電化學(xué)試驗,工作電極為周浸腐蝕后試樣表面的銹層,對電極為鉑電極,參比電極為飽和甘汞電極(SCE,后文若無特指,所有電位均相對于 SCE),腐蝕介質(zhì)為質(zhì)量濃度３５g??L－１NaCl溶液,掃描速率為１mV??s－１.為了進(jìn)行對比,在相同條件下對SPAＧH 鋼的耐腐蝕性能及腐蝕后的微區(qū)成分進(jìn)行了測定.SPAＧH鋼由首鋼工業(yè)生產(chǎn),厚度規(guī)格與試驗鋼板的相同,化學(xué)成分 (質(zhì) 量 分 數(shù)/％)為 ０．０９C,０．３２Si,０．３５Mn,０．０８５P,≤０．００８S,０．００２７Cu,０．００３５Cr,０．１Ni.

２ 試驗結(jié)果與討論

２．１ 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線由圖１可知,試驗鋼在０．５~２５ ℃??s－１ 冷速范圍內(nèi)只存在鐵素體 F和珠光體 P轉(zhuǎn)變區(qū),在冷卻過程中,先共析鐵 素 體 轉(zhuǎn) 變 開 始 溫 度 Ar３ 為 ９４６ ℃.由圖２可知,在０．５~１０ ℃??s－１ 冷速下試驗鋼的顯微組織主 要 由 鐵 素 體 和 珠 光 體 構(gòu) 成,當(dāng) 冷 速 超 過１０ ℃??s－１時,共析轉(zhuǎn)變受到抑制,只形成了單一的先共析鐵素體組織.試驗鋼中 碳、硅、錳、鋁 等 合 金 元 素 的 添 加 量較少,過 冷 奧 氏 體 的 穩(wěn) 定 性 較 差,因 此 Ar３ 達(dá) 到９４６ ℃;隨著溫度的降低,處于過冷態(tài)的奧氏體將全部轉(zhuǎn)變?yōu)?鐵 素 體/珠 光 體 組 織.根 據(jù) 連 續(xù) 冷 卻轉(zhuǎn)變曲線,確定應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變軋制工藝,如前所述.

２．２ 顯微組織

由圖３可知:經(jīng)應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變軋制后,試驗鋼的顯微組織主要由鐵素體組成;鐵素體晶粒尺寸不均勻,較大晶粒的直徑約１０μm,較小的低于３μm;較小的鐵素體晶粒主要分布在原奧氏體晶界位置.試驗鋼的終軋溫度為９５０ ℃,末道次壓下率５０％.在末道次設(shè)置大壓下量可以提高 γ→α相變儲能,促進(jìn)鐵素體在奧氏體晶界位置形核.但是,試驗鋼的應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變效果并不理想,主要原因在于:熱軋時板坯很厚,約７０mm,熱軋壓縮比及道次壓下量受到限制;熱軋時的軋制速度較慢,應(yīng)變速率較低;軋后冷速較低,無法有效抑制相變之后鐵素體晶粒的長大.但是９５０℃終軋可將鐵素體晶粒尺寸細(xì)化至３μm 以下,這在工業(yè)生產(chǎn)中能極大降低設(shè)備負(fù)荷,不但可在現(xiàn)有設(shè)備上實現(xiàn)末道次大壓下量,而且非常適合薄規(guī)格熱軋帶鋼的生產(chǎn).

２．３ 力學(xué)性能

表１中:ReH 為上屈服強(qiáng)度;ReL 為下屈服強(qiáng)度;Rp０．２為規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度;Rm 為抗拉強(qiáng)度;A５０為斷后伸長率.由表１可知,與首鋼批量生產(chǎn)的SPAＧH鋼(工業(yè)生產(chǎn)統(tǒng)計結(jié)果)相比,試驗鋼具有更高的伸長率和更低的屈強(qiáng)比,非常有利于加工成型.

由圖４可知:試驗鋼在不同溫度下的沖擊吸收功的離散性較小;在溫度不低于－２０ ℃范圍內(nèi),試樣的沖擊吸收功大于１３０J,當(dāng)溫度降至－４０ ℃時,沖擊吸收功均值大于１００J,當(dāng)溫度降至－６０ ℃時,沖擊吸收功均值仍可達(dá)到９０J左右.在整個試驗溫度范圍內(nèi),試驗鋼均表現(xiàn)出比較優(yōu)異的沖擊韌性.

２．４ 耐腐蝕性能

由表２可知,與SPAＧH 鋼相比,試驗鋼的腐蝕質(zhì) 量 損 失 較 小 、腐 蝕 速 率 較 小 ,相 對 腐 蝕 率 為８３．８７％.在氯離子環(huán)境下,試驗鋼表現(xiàn)出更加優(yōu)異的耐腐蝕性能.由圖５可以看出:在 NaCl溶液中周浸腐蝕２８８h后,試驗鋼表面銹層非常致密,與基體的結(jié)合也比較緊密,不存在間隙、孔洞等缺陷;在銹層中存在連續(xù)分布的深色層和淺色層,二者均主要由鋁、硅、鐵、氧等４種元素組成;深色層中的鋁、硅元素線掃描的峰強(qiáng)度較高,且峰位置完全重疊,表明鋁、硅元素發(fā)生富集且富集位置相同;淺色層中的鐵、氧元素線掃描峰的強(qiáng)度較高,說明鐵、氧元素在淺色層中富集.由圖６也可以發(fā)現(xiàn),鋁、硅元素基本富集在深色層中.結(jié)合相關(guān)文獻(xiàn)分析推測,鋁、硅、鐵、氧元素可形成FeＧAlＧSiＧO 復(fù)合氧化物,該復(fù)合氧化物在銹層中呈連續(xù)層狀分布,可有效阻擋氯離子的滲透,從而改善試驗鋼的耐腐蝕性能[９].由圖７和表３可以看出:試驗鋼表面銹層為層狀結(jié)構(gòu),深色層中鋁元素含量為鋼基體中的 ４~９倍,硅元素含量為鋼基體中的３~７倍,可見深色層中鋁、硅元素發(fā)生了富集,且鋁元素的富集程度略高于硅元素的;SPAＧH 鋼表面銹層雖然致密且與基體結(jié)合緊密,但是銹層中不存在多層富集層,僅在銹層個別位置出現(xiàn)銅、鉻元素的富集.氯離子極強(qiáng)的滲透能力是導(dǎo)致鋼鐵材料腐蝕的主要原因.試驗鋼表面銹層呈層狀結(jié)構(gòu),銹層中存在致密的鋁、硅元素富集層,可有效阻擋氯離子的滲透;而SPAＧH 鋼表面銹層中只存在銅、鉻元素的點(diǎn)狀富集,阻擋氯離子滲透的能力有限.所以,試驗鋼

試驗鋼表面銹層的自腐蝕電位較高,而自腐蝕電流較低,可見試驗鋼表面銹層的耐腐蝕性能較優(yōu).綜上推測,合理的銹層結(jié)構(gòu)以及銹層本身優(yōu)異的耐腐蝕性能是試驗鋼在氯離子環(huán)境下的腐蝕速率低于SPAＧH 鋼的根本原因.

試驗鋼表面銹層的自腐蝕電位較高,而自腐蝕電流較低,可見試驗鋼表面銹層的耐腐蝕性能較優(yōu).綜上推測,合理的銹層結(jié)構(gòu)以及銹層本身優(yōu)異的耐腐蝕性能是試驗鋼在氯離子環(huán)境下的腐蝕速率低于SPAＧH 鋼的根本原因.

３ 結(jié) 論

(１)鋁硅系耐候鋼在０．５~２５ ℃??s－１冷速范圍內(nèi)只存在鐵素體和珠光體相變區(qū)域,其 Ar３達(dá)到９４６ ℃;采用 應(yīng) 變 誘 導(dǎo) 鐵 素 體 相 變 軋 制 工 藝 軋 制后,部分鐵素體的晶粒尺寸細(xì) 化 至 ３μm 以 下;與SPAＧH鋼相 比 ,軋 制 后 試 驗 鋼 具 有 更 高 的 伸 長 率和更低的屈強(qiáng)比,且表現(xiàn)出了優(yōu)異的沖擊韌性,可應(yīng)用于工業(yè)生產(chǎn).

(２)在質(zhì)量分?jǐn)?shù) ３．５％NaCl溶 液 中 周 浸 腐 蝕后,試驗鋼表面銹層中形成了多層致密鋁、硅元素富集層,且表面銹層的耐腐蝕性能優(yōu)于 SPAＧH 鋼表面銹層的,因此試驗鋼在氯離子環(huán)境中的耐腐蝕性能優(yōu)于SPAＧH 鋼的。

（文章來源：材料與測試網(wǎng)-機(jī)械工程材料 > 2019年 > 9期 > pp.33）