含P耐候钢冲击性能不合格原因探讨

田 杨,黄 晶,孙洁晖

(航天海鹰(镇江)特种材料有限公司,江苏 镇江 212000)

传统观点认为磷在钢中属于有害元素,不仅会降低钢的冲击韧性,提高韧脆转变温度,而且还会恶化钢的焊接性能。磷对塑性、韧性及脆化温度的有害作用,其实是磷的偏聚带来的影响。单就磷元素来讲,不仅能使塑性、韧性有所增加,降低脆化温度,还有明显的耐候性能。含磷耐候钢可以延长结构钢的使用寿命,同时具有良好的耐候性、较好的力学性能和焊接性等,在节约资源、保护环境等方面具有特殊意义。含磷耐候钢的使用受到各国的普遍重视,应用范围也日趋广泛[1-3]。随着我国公路、铁路和航运运输的不断发展,集装箱和铁道车辆使用数量急剧增加,对材料的耐候性要求也越来越高,因此含磷耐候钢具有良好的市场应用前景[4-5]。但在实际生产中很难完全避免磷元素的偏析,本文分析了某公司生产的含磷耐候钢Q345NQ低温冲击不合格的原因,并探讨了其基本原理。

1 试验材料与方法

试验材料为某公司生产的12 mm厚的铁道车辆用耐候钢Q345NQ,生产工艺流程为铁水预处理→转炉冶炼→精炼→连铸→轧制→精整→成品板材。某批次板材在出厂检验过程中发现-40 ℃低温冲击性能不合格,其化学成分见表1,冲击性能见表2。

表1 Q345NQ钢的化学成分 (质量分数,%)

表2 Q345NQ钢的低温冲击值

采用扫描电子显微镜对试样断口形貌进行观察。试样经磨制、抛光后,使用光学显微镜对试样中的非金属夹杂物进行评级,经4%硝酸酒精溶液腐蚀后观察试样的显微组织,同时采用电子探针设备对试样的夹杂密集区域进行了成分线扫描,分析元素偏析情况。

2 试验结果

2.1 断口形貌

图1为试样断口宏观形貌。断口较为平整,为典型的脆断,断裂源在试样下方中心偏左的位置,如图1(a)所示。对断裂源处放大观察,呈现放射状河流花样,为解理断裂,如图1(b)所示。对断裂源处进行高倍观察,发现一部分解理面特别细小,而另一部分却又特别粗大,应该与实际晶粒尺寸大小不一有关,如图1(c)所示。

(a)断口宏观形貌;(b)断裂源低倍形貌;(c)断裂源高倍形貌图1 试样断口形貌(a)macroscopic morphology of fracture;(b)macro morphology of fracture source;(c)high power morphology of fracture sourceFig.1 Fracture morphology of sample

2.2 夹杂与显微组织

试样纵向经磨制、抛光后,采用金相显微镜观察试样的非金属夹杂物,如图2所示。由图2可知,存在较多长条的灰色夹杂和黄色颗粒状的夹杂带,从形貌上判断分别为MnS和Ti(C,N)或Nb(C,N)夹杂,而且夹杂分布的位置与断裂源位置对应。为确认夹杂物成分,采用能谱仪进行分析,结果如图3和图4所示。按照标准GB/T 10561要求对试样的非金属夹杂物进行评级,结果见表3。

图2 试样非金属夹杂Fig.2 Non-metallic inclusion of sample

图3 MnS夹杂能谱图Fig.3 Energy spectrum of MnS inclusion

图4 Nb(C,N)和Ti(C,N)夹杂能谱图Fig.4 Energy spectra of Nb (C, N) and Ti (C, N) inclusion

表3 非金属夹杂物评级结果

使用4%硝酸酒精腐蚀后,采用金相显微镜进行组织观察。夹杂密集处有明显的铁素体带,而且有一定量的贝氏体,晶粒大小不一,最中心的铁素体带晶粒稍大,而周边的铁素体和珠光体晶粒非常细小,如图5(a)所示。正常组织为均匀的铁素体+珠光体,如图5(b)所示。

(a)夹杂处组织;(b)正常组织图5 试样的显微组织(a)structure at inclusion; (b) normal structureFig.5 Microstructure of sample

2.3 线扫描成分分布

采用电子探针设备对试样组织异常区域进行元素线扫描,如图6所示。结果表明,试样铁素体条带处有明显的P正偏析,Si有轻微的正偏析,而C和Mn为负偏析。通过定量计算得出,P含量偏析高达0.19%,远远超过试样平均P含量0.09%的范围。

(a)线成分分析位置;(b)C;(c)Si;(d)P;(e)Mn图6 试样组织异常处线成分分布(a) line composition analysis position; (b)C;(c)Si;(d)P;(e)MnFig.6 Distribution of line components at the abnormal structure of sample

3 结果分析

由以上试验结果可知,试样的化学成分符合标准要求。试样断口为典型的解理脆断,但断裂源处解理面大小不一,判断为晶粒不均匀所致。通过组织观察发现与断裂源对应位置存在铁素体条带,而且条带附近晶粒大小不均,验证了混晶的存在。夹杂物分析表明铁素体条带处为MnS和Ti(C,N)或Nb(C,N)夹杂密集分布。电子探针分析发现铁素体条带处P偏析较为严重,含量远高于正常基体。综合以上分析,试样冲击脆断是混晶、非金属夹杂过多以及P含量超标共同导致的结果。

研究表明混晶现象对不锈钢材料的力学、工艺性能,尤其是低温冲击韧性的影响最大[6-7]。通常认为混晶产生的原因有铸坯的原始组织分布不均匀、包晶反应、部分再结晶区经过轧制或轧后层流冷却不均匀、加热温度不均匀、存在过烧现象、终轧温度过低或压下量不够等情况,而在本试验中混晶的产生是多因素综合作用的结果。

首先由于夹杂较多,在相变过程中铁素体优先以MnS夹杂作为质点,形核长大,并不断排碳等元素到周围尚未相变的奥氏体中。先形成的铁素体在高温段有充足的时间合并长大,因此最中心的铁素体带晶粒比周边的粗大。而周围尚未相变的奥氏体由于合金元素富集,使得C曲线左移,因此再次转变的铁素体晶粒相对细小。同理,周边富含合金元素的奥氏体具有更好的稳定性,最终转变为贝氏体。此外P元素也会强烈促进铁素体的形成,在低碳钢中,P含量的改变也会对δ/γ相变(Ae4)和γ/α相变(Ae3)的转变温度产生显著的影响。随着P含量的相应增加,固相线和液相线的温度会随之降低,γ/α相变温度会相应提高,δ/γ的相变温度会相应降低。相对于面心立方结构的γ相对杂质元素的溶解度高,而体心立方结构的α相和δ相对杂质元素的溶解度低,因此,杂质元素更容易富集在缩小的γ区中,进一步促进了非金属夹杂物的形成。此外,P元素还可以显著地提高Ar3温度并且促进铁素体形成,不锈钢产品经过终轧后,存在高磷偏析带会随着相变点的升高而处于两相区,而正常区域为奥氏体单相区,铁素体会优先在偏析带上形成,同时过剩的碳元素会被排斥到两侧奥氏体中,从而形成了纯铁素体带结构[8-9]。

连铸时由于选分结晶的作用,在凝固末端有许多杂质,形成夹杂物富集[10]。由于含P耐候钢Q345NQ试样含有较多长条MnS夹杂,会导致基体连续性的破坏。当试样承受外力作用时,试样中存在的夹杂物首先会与钢基体分离,形成微裂纹结构。随着试样承受作用力的增加,产生的微裂纹扩展也会合并,进而发生断裂。另外P有强烈的冷脆倾向,过多的P也会严重降低试样低温冲击韧性。

4 结论

导致含P耐候钢Q345NQ低温冲击不合格的主要原因为:

1)试样断裂源处解理面大小不均,组织中存在严重的混晶;

2)与断裂源对应的试样截面上MnS夹杂超标,弱化了基体强度;

3)试样存在严重的P元素偏析,导致铁素体条带的形成,同时也引起了钢的冷脆。