陳 旭,董文卜,顧佳卿

(寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院,上海 201999)

SUS 445J2是一種超低碳氮、中高鉻超純鐵素體不銹鋼,其耐Cl-腐蝕性能和耐大氣腐蝕性能優(yōu)于奧氏體不銹鋼SUS304和SUS316L,并具有良好的焊接性和成形性,廣泛應(yīng)用于沿海地區(qū)大型建筑物的幕墻、屋面裝飾材料和加熱管道等領(lǐng)域[1-3]。445J2鐵素體不銹鋼生產(chǎn)過(guò)程中,添加鈮和鈦等元素,高溫下可完全固定C和N,形成碳氮化物,避免析出引起敏化的Cr的碳氮化物[4]。

文獻(xiàn)[5]中,AISI H13鈮微合金化模具鋼中鈮和鈦等碳化物形成元素,在鑄錠凝固過(guò)程中極易在中心層液相富集而析出大尺寸鈮碳氮化物(Ti,Nb,V)(C,N),尺寸可達(dá)數(shù)十微米,在后續(xù)鍛鋼過(guò)程中會(huì)產(chǎn)生裂紋而失效。微合金化超低碳鐵素體不銹鋼中心層析出大顆粒碳氮化物而導(dǎo)致材料失效的案例鮮有報(bào)道。

某實(shí)驗(yàn)室在冷軋445J2鐵素體不銹鋼過(guò)程中,出現(xiàn)斷帶質(zhì)量缺陷。本文采用金相觀察、掃描電鏡和電子背散射衍射等手段,探究了鋼板發(fā)生斷帶的原因,并提出了相應(yīng)的改進(jìn)措施。

1 試驗(yàn)材料及測(cè)試方法

某實(shí)驗(yàn)室冷軋斷帶445J2不銹鋼化學(xué)成分見(jiàn)表1,符合產(chǎn)品標(biāo)準(zhǔn)。

表1 445J2試樣的化學(xué)成分

在斷帶樣品上取樣,試樣斷口經(jīng)無(wú)水乙醇清洗后,在FEI Quanta 600場(chǎng)發(fā)射電鏡上觀察其斷口形貌和能譜分析;沿縱向截面取樣,制成金相試樣,經(jīng)研磨、拋光后,按國(guó)標(biāo)GB/T 10561—2005進(jìn)行鋼中非金屬夾雜物評(píng)級(jí);使用10%草酸腐蝕液電解侵蝕組織,使用日本OLYMPUS GX71型倒置式金相顯微鏡觀察夾雜物及組織。使用INSTRONT 2100B維氏硬度計(jì)測(cè)試截面組織顯微硬度,載荷為0.98 N。在斷口附近截取縱截面試樣,經(jīng)砂紙研磨至1 200#、氧化鋁拋光液機(jī)械拋光、硅乳膠去應(yīng)力拋光1h后,使用安裝在zeiss Sigma300場(chǎng)發(fā)射電鏡上EBSD附件對(duì)拋光樣進(jìn)行菊池花樣采集,分析截面中心層晶粒再結(jié)晶狀況。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 斷口形貌觀察

斷帶樣品宏觀形貌如圖1所示,斷口形貌為脆性斷裂,沒(méi)有宏觀塑性變形。

圖1 斷帶試樣宏觀形貌圖

對(duì)樣品斷口進(jìn)行掃描電鏡顯微形貌觀察,如圖2所示。斷口呈現(xiàn)出典型的“河流狀”脆性解理斷口,屬脆性斷口,鋼質(zhì)比較干凈,斷口處未發(fā)現(xiàn)異常夾雜物。

圖2 445J2樣品斷口電鏡形貌圖

2.2 金相夾雜物及顯微組織分析

樣品沿縱截面取樣,根據(jù)GB/T 10561—2005進(jìn)行非金屬夾雜物評(píng)級(jí),評(píng)定結(jié)果如表2所示,鋼中夾雜物含量級(jí)別較低,評(píng)定結(jié)果為B類(lèi)(氧化鋁類(lèi))細(xì)系0.5級(jí)、D類(lèi)(球狀氧化物類(lèi))細(xì)系2.5級(jí),彌散分布大量細(xì)小Ti(C,N)顆粒,可歸為D類(lèi),Ti(C,N)顆粒是含鈦不銹鋼為固定C、N間隙元素而彌散析出,對(duì)鋼的性能影響很小。初步判斷夾雜物并不是造成鋼板冷軋斷帶的主要原因。

表2 445J2鋼中非金屬夾雜物評(píng)級(jí)

沿?cái)嗫诳v向取樣,截面制成金相試樣,經(jīng)10%草酸溶液電解侵蝕后,觀察其截面組織,如圖3所示。由圖3可知,斷口處晶粒較粗大,有大量細(xì)小Ti(C,N)彌散析出,可明顯觀察到斷口以穿晶開(kāi)裂為主;斷口附近截面中心層明顯存在黑色條帶狀組織,條帶組織寬度約為20 μm;該黑色條帶組織和正常基體顯微硬度值分別為290和245。鋼帶冷軋時(shí)均勻壓軋變形,引起加工硬化,顯微硬度會(huì)偏高,但厚度中心層和鐵素體基體晶粒形態(tài)、硬度差異均較大,懷疑鋼帶冷軋時(shí)由于中心層條帶組織與基體變形不協(xié)調(diào)導(dǎo)致裂紋的萌生和擴(kuò)展,最終發(fā)生斷裂失效,對(duì)其作進(jìn)一步掃描電鏡能譜分析驗(yàn)證。

圖3 445J2斷帶縱截面金相組織

2.3 條帶狀組織掃描電鏡分析

使用掃描電鏡觀察截面金相組織,如圖4所示,可明顯觀察到,基體內(nèi)析出了菱形的Ti(C,N)顆粒(位置1),中心層條帶狀組織彌散析出了大量顆粒狀物質(zhì),部分大顆粒析出物侵蝕脫落,僅留下細(xì)小的白色顆粒物,這些細(xì)小顆粒物為富鈮鈦碳化物(位置2),Nb含量高達(dá)61.45%。位置3鐵素體條帶組織中Nb含量為1.81%,遠(yuǎn)高于鋼中平均Nb含量,可見(jiàn)中心層條帶組織明顯存在Nb元素偏析。

圖4 中心層析出相電鏡能譜分析(蝕刻后)

由于中心層部分大顆粒析出物被侵蝕脫落,金相樣品重新拋光,掃描電鏡觀察分析中心層析出相的尺寸大小及成分,結(jié)果如圖5所示,可觀察到大顆粒狀析出物尺寸約為6 μm,能譜分析為富鈮碳化物(位置1和位置2),除此之外,還有TiN顆粒析出(位置3),與侵蝕后中心層析出物能譜分析結(jié)果一致。在冷軋變形過(guò)程中,塊狀富鈮碳化物脆性相產(chǎn)生了微裂紋(位置1),富鈮碳化物與基體分離,也出現(xiàn)了微裂紋(位置2)。隨著冷軋壓下量增大,周?chē)执蟮蔫F素體晶粒降低了材料塑性,萌生的微裂紋不斷地?cái)U(kuò)展,材料就會(huì)斷裂失效。

圖5 中心層析出相電鏡能譜分析(拋光態(tài))

2.4 電子背散射衍射(EBSD)分析

圖6(a)為縱向試樣厚度中心層的EBSD反極圖面分布,圖中條帶鐵素體貫穿整個(gè)視場(chǎng),寬度約為10 μm,與金相觀察的中心層條帶組織結(jié)果接近;根據(jù)晶粒尺寸大小統(tǒng)計(jì)分布圖(圖6(b)),最大晶粒尺寸超過(guò)了100 μm,最小尺寸僅有5 μm,混晶現(xiàn)象嚴(yán)重,平均晶粒度為4.5級(jí)。強(qiáng)度指標(biāo)與晶粒尺寸之間存在著Hall-Petch關(guān)系,晶粒粗大,塑性較差,當(dāng)晶粒尺寸大于某一數(shù)值時(shí),斷裂前不會(huì)有屈服,發(fā)生脆性斷裂,同時(shí)在軋制過(guò)程中不同尺寸的晶粒變形不協(xié)調(diào),容易產(chǎn)生開(kāi)裂[6]。

圖6 試樣中心層晶粒電子背散射衍射分析

3 分析與討論

利用Themol-calc相圖分析軟件,對(duì)445J2不銹鋼在600～1 500 ℃析出相平衡相圖進(jìn)行了計(jì)算,如圖7所示?？梢钥闯?Ti(C,N)在液相凝固過(guò)程中首先析出,一直保持至室溫;隨著溫度降低,(Nb,Ti)C在1 030 ℃開(kāi)始析出。445J2超低碳鐵素體不銹鋼的碳氮間隙原子在高溫下已基本被鈮和鈦固定,可避免引起敏化的鉻的碳氮化物析出。

圖7 Thermo-calc計(jì)算的445J2不銹鋼600～1 500 ℃范圍內(nèi)相圖

文獻(xiàn)[7]中,445J2不銹鋼在700～950 ℃不同溫度下進(jìn)行保溫1 h時(shí)效處理,(Nb,Ti)C相在晶內(nèi)和晶界均勻彌散析出,隨著溫度的提高,富鈮碳化物會(huì)長(zhǎng)大,但尺寸大小均在100 nm以下;而本文中445J2不銹鋼中心層(Nb,Ti)C相的尺寸約6 μm,遠(yuǎn)高于文獻(xiàn)[7-8]中(Nb,Ti)C相的析出尺寸,且僅僅在厚度中心層塊狀析出,其他部位均未發(fā)現(xiàn)析出。445J2不銹鋼在熱軋及退火等熱加工過(guò)程中,在700～950 ℃間停留時(shí)間均小于1 h,析出的(Nb,Ti)C相尺寸應(yīng)遠(yuǎn)低于6 μm,可排除塊狀富鈮碳化物在熱軋及后續(xù)退火工藝中時(shí)效析出。由相圖可知,高于1 030 ℃,Nb元素固溶于鐵素體基體中,大尺寸富鈮碳化物不可能是在加熱爐中保溫生成的。中心層大顆粒塊狀富鈮碳化物只可能在連鑄凝固過(guò)程中生成。

對(duì)于鈮鈦雙穩(wěn)定化鐵素體不銹鋼,鈦是一個(gè)非?；顫姷脑?在高溫液相時(shí)首先與N元素形成TiN顆粒,先固定鋼中的N,富余的Ti和Nb元素再與C元素結(jié)合形成(Nb,Ti)C相[4]。凝固期間由于[C]高分配系數(shù)在凝固前沿顯著富集,同時(shí),Nb在凝固過(guò)程中有很強(qiáng)的偏析能力,凝固冷卻速率過(guò)快,Nb、Ti、C等元素?zé)o法充分?jǐn)U散,在板坯厚度中心層會(huì)嚴(yán)重富集;此外富Nb碳化物析出的平衡常數(shù)是隨凝固溫度的降低而降低的,隨著鋼坯厚度中心層凝固溫度降低,凝固前沿[Nb]和[C]實(shí)際濃度積大于平衡濃度積,就具備了在液相中析出塊狀富鈮碳化物的熱力學(xué)條件[9],因此,富鈮碳化物在鑄坯中心層固液兩相區(qū)開(kāi)始析出,并且在冷卻過(guò)程中作為形核點(diǎn)使得碳化鈮不斷聚集長(zhǎng)大。在凝固前沿析出的富Nb碳化物的尺寸要遠(yuǎn)大于凝固后的析出尺寸,而且不是圓形的,而是不規(guī)則形狀(團(tuán)簇狀或共晶體)[10]。凝固時(shí)形成尺寸較大的塊狀富鈮碳化物及較寬的富鈮偏析帶,在加熱爐中鈮元素?cái)U(kuò)散溶解速度非常緩慢,是很難消除的,一直會(huì)保留下來(lái)。那些大的、不規(guī)則的富Nb碳化物對(duì)鋼的性能如塑性、延伸性、成形性和疲勞強(qiáng)度是極其有害的[10]。

鋼板厚度中心層形成富鈮帶偏析層,Nb元素固溶到鐵素體中,鈮含量高達(dá)1.81%(圖4中位置3),鈮具有抑制鐵素體再結(jié)晶、細(xì)化晶粒的效用[10-11]。后續(xù)熱加工過(guò)程中心層富鈮層會(huì)阻礙鐵素體晶粒再結(jié)晶,中心層仍為條帶組織,中心層條帶與周?chē)俳Y(jié)晶晶粒形態(tài)和強(qiáng)度差異大,導(dǎo)致材料軋制變形不協(xié)調(diào),降低了材料的塑性。同時(shí),中心富Nb層條帶狀組織必然會(huì)導(dǎo)致周?chē)F素體晶粒中Nb元素貧乏,后續(xù)退火熱處理工藝下,Nb細(xì)化鐵素體再結(jié)晶的效用減弱,鐵素體再結(jié)晶晶粒更容易長(zhǎng)大,這正好解釋了EBSD分析中鋼板中心層為條帶狀組織,而周?chē)F素體晶粒異常長(zhǎng)大的原因。

粗大的鐵素體晶粒降低了材料的塑性。文獻(xiàn)[6,12]指出,材料脆斷強(qiáng)度與晶粒的平均直徑的平方根成反比,當(dāng)晶粒尺寸大于某一數(shù)值時(shí),會(huì)發(fā)生脆斷。晶粒粗大,滑移距離長(zhǎng),在障礙物前塞集的位錯(cuò)數(shù)目較多,應(yīng)力集中較大;同時(shí),晶粒越粗,則晶界越少,晶界對(duì)裂紋擴(kuò)展阻礙作用就越小,裂紋更易沿粗大晶粒擴(kuò)展,445J2不銹鋼鋼帶冷軋時(shí)微裂紋沿粗大晶粒擴(kuò)展斷裂失效。

文獻(xiàn)[10]指出,鈮鈦微合金鋼在凝固過(guò)程中,隨著冷卻速率的增加,Nb在液相中均勻擴(kuò)散減緩,Nb元素在液相中富集,從而會(huì)在凝固前沿析出塊狀富Nb碳化物。因此,可采取適當(dāng)措施降低鋼坯凝固冷卻速率,提高澆注溫度,凝固期間使用電磁攪拌離散凝固前沿Nb、C元素富集,生成大量等軸晶,可有效避免在中心層生成有害塊狀富鈮碳化物。

4 結(jié)論

(1)445J2不銹鋼鋼帶中心層析出大塊狀富鈮碳化物是鋼板冷軋斷帶的主要原因,裂紋在塊狀富鈮碳化物處萌生,沿粗大鐵素體晶粒擴(kuò)展,最終斷裂失效。

(2)445J2不銹鋼凝固過(guò)程中,中心層Nb、C等元素偏析富集促進(jìn)了塊狀富鈮碳化物析出;富鈮層阻礙了鐵素體再結(jié)晶,中心層條帶狀組織和周?chē)执箬F素體晶粒降低了材料的塑性。

(3)通過(guò)降低鋼坯凝固冷卻速率,提高澆注溫度,使用電磁攪拌離散凝固前沿Nb、C元素富集,生成大量等軸晶,可有效避免在中心層析出有害的塊狀富鈮碳化物。