摘要：針對厚度為85 mm 海上風(fēng)電用S355G10+N 鋼板心部沖擊功低且離散性大的問題，結(jié)合夾雜物生成理論，采用金相檢驗(yàn)、掃描電鏡及能譜分析研究了鋼板不同厚度處的微觀組織。結(jié)果表明，鋼板的組織主要為粒狀貝氏體、少量鐵素體和少量珠光體。鋼板表面與1/4 厚度處組織均勻，在鋼板心部發(fā)現(xiàn)了嚴(yán)重偏析和板條貝氏體。沖擊斷口形貌表明，中心偏析導(dǎo)致生成的MnS 和（Nb，Ti）C夾雜物為斷裂源，其附近斷裂方式為沿晶斷裂。鋼板中心偏析處的板條貝氏體加劇了裂紋的擴(kuò)展，夾雜物與板條貝氏體的綜合作用顯著降低了鋼板心部的沖擊韌性。

關(guān)鍵詞：S355G10+N；沖擊韌性；沿晶斷裂；夾雜物

中圖分類號：U441.8 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 文章編號：1000-582X（2024）11-104-08

近海風(fēng)能資源的利用極大推進(jìn)了海上風(fēng)電項(xiàng)目的發(fā)展，刺激了近海風(fēng)電工程結(jié)構(gòu)用特厚鋼板的市場需求[1-2]。海上環(huán)境惡劣，海上風(fēng)電機(jī)組面臨風(fēng)、浪、流、冰等多種形式載荷沖擊的共同作用[3]，對使用材料提出了極其嚴(yán)苛的性能要求。遺憾的是，目前中國此類高端海上風(fēng)電用鋼的生產(chǎn)比例偏低[4-5]。

S355G10+N 為海上風(fēng)電用鋼的典型品種，需保證高強(qiáng)、高韌、良好的可焊性和抗層狀撕裂性等，且要求全厚度性能均勻?；谶B鑄坯中心偏析、縮孔、組織不均勻等缺陷的遺傳性，鋼板1/2 處的性能最薄弱，最易成為裂紋萌生的起點(diǎn)。如何減小厚度效應(yīng)，保證板厚1/2 處的低溫韌性，一直是此類高端海上風(fēng)電鋼板的關(guān)鍵技術(shù)難點(diǎn)。隨著近年來海洋設(shè)備大型化、深水化、多樣化、復(fù)雜化的發(fā)展[6]，鋼板設(shè)計(jì)厚度還在不斷增大，提高板厚1/2 處低溫韌性的要求越來越緊迫。

以國內(nèi)某鋼鐵企業(yè)開發(fā)的85 mm 特厚S355G10+N 海上風(fēng)電用鋼為研究對象，對其板厚1/2 處低溫沖擊韌性不合格的原因進(jìn)行了系統(tǒng)的分析和討論，為該鋼種的質(zhì)量控制提供理論基礎(chǔ)和實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)。

1 試驗(yàn)材料與方法

研究鋼板采用連鑄工藝生產(chǎn)，鑄坯厚度為300 mm，其化學(xué)成分如表1 所示。

鋼板采用兩階段控軋控冷工藝軋制。I 階段開軋溫度≥1 050 ℃，軋至厚度150 mm 晾鋼；II 階段開軋溫度≤880 ℃ ，終軋溫度≤840 ℃ ，軋至成品厚度85 mm。軋后經(jīng)加速冷卻（accelerated cooling， ACC）設(shè)備快速冷卻，返紅溫度≤700 ℃。鋼板在890～920 ℃保溫區(qū)間正火熱處理。

按照EN10225 標(biāo)準(zhǔn)[7]在板寬1/4 處切取300 mm（鋼板縱向）×400 mm（鋼板橫向）的坯料，進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)和?40 ℃夏比沖擊試驗(yàn)。室溫拉伸樣品為直徑20 mm 的圓形試樣，軸線位于板厚1/4 處。低溫沖擊樣品為10 mm×10 mm×55 mm 的V 型缺口試樣，軸線分別位于表面、板厚1/4 處和板厚1/2 處。試驗(yàn)結(jié)果驗(yàn)收要求如表2 所示。

沖擊樣品經(jīng)打磨拋光后，采用4%硝酸乙醇溶液腐蝕。利用金相顯微鏡和掃描電鏡觀察樣品的金相組織和斷口形貌，并對典型夾雜物進(jìn)行能譜分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 性能檢測

檢測結(jié)果表明，拉伸性能符合標(biāo)準(zhǔn)要求，結(jié)果如表3 所示。

?40 ℃的沖擊性能結(jié)果見圖1。每個(gè)厚度位置各檢3 支試樣。鋼板表面及板厚1/4 處3 個(gè)沖擊功值均在200 J 以上，滿足標(biāo)準(zhǔn)要求且富余量大，低溫韌性優(yōu)異；板厚1/2 處沖擊功離散性大，部分樣品的沖擊功低于35 J，不滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，沖擊韌性較低。由于板厚中心處一般存在成分偏析[8]、軋制過程中變形量小、過冷奧氏體轉(zhuǎn)變異于其余位置等現(xiàn)象，板厚1/2 處是鑄坯最薄弱的環(huán)節(jié)，其沖擊功低于表面和1/4 厚度處是符合規(guī)律的；但是其離散性大說明板厚中心處存在偶然或間歇性分布的缺陷。決定鋼板沖擊功的材料相關(guān)因素主要為組織和夾雜物[9-10]，筆者將從這2 個(gè)方面進(jìn)行分析和討論。

2.2 金相分析

圖2 為鋼板不同厚度處沖擊樣品的金相組織，可見厚度方向上的顯微組織顯著不同：鋼板表面處（圖2（a））晶粒均勻細(xì)小，晶粒度10 級，放大至500 倍（圖2（b））觀察，組織為粒狀貝氏體B；鋼板內(nèi)部（圖2（c）（e））晶粒度9～9.5 級，放大至500 倍（圖2（d）（f））觀察，組織主要為貝氏體B、少量鐵素體F 和少量珠光體P，且板厚1/2 處（圖2（e）（f））存在較為嚴(yán)重的偏析，偏析處為板條貝氏體B 組織。組織差異主要是不同厚度位置的成分分布和冷速不同所致。

2.3 斷口分析

圖3 為沖擊功不合格試樣的斷口形貌，沖擊斷口較為平整，斷口邊緣剪切唇的面積很小，幾乎可以忽略。這說明斷裂區(qū)域塑性變形很小，可初步判斷為脆性斷裂。斷裂面主要以河流花樣狀解理斷裂為主。河流花樣的產(chǎn)生源于裂紋擴(kuò)展且不局限在單一平面內(nèi)，而是擴(kuò)展至鄰近的多個(gè)平面，或者分離成若干部分，最終產(chǎn)生一系列近似平行且同時(shí)擴(kuò)展的裂紋。這些裂紋通過它們之間的金屬條帶的斷開而相互連接。“河流”本質(zhì)上是把不同裂紋連接起來的臺階，形成臺階會消耗掉額外能量。因此，河流花樣會趨于合并，河流花樣從支流匯合成主流，其流向與裂紋擴(kuò)展方向一致[11]。逆流而上可找到斷裂起始區(qū)，見圖3（a）箭頭指向。

將斷裂起始區(qū)進(jìn)行局部放大，可見起始區(qū)域斷口呈“冰糖狀”，即發(fā)生了沿晶斷裂，如圖3（b）所示。同時(shí)，在沿晶斷裂區(qū)域發(fā)現(xiàn)了夾雜物的聚集。對夾雜物進(jìn)行能譜分析，發(fā)現(xiàn)其成分主要為（Nb， Ti）C 和MnS，分別如圖4 和圖5 所示。圖4 和圖5 中cts 是counts 的縮寫，表示采集到的元素信號的總數(shù)。

2.4 夾雜物分析

圖6 為沖擊不合格樣品偏析帶上的夾雜物。圖中可見大量條狀和片狀的析出物（圖6（a））和長條狀硫化物（圖6（b）），兩者均集中分布在心部的偏析帶上。能譜分析表明前者主要為（Nb，Ti）C，后者主要為MnS，與上節(jié)中沖擊斷口處裂紋起始區(qū)域發(fā)現(xiàn)的析出物相對應(yīng)。可以推斷，心部偏析使夾雜物析出是導(dǎo)致此處沖擊吸收功低的直接原因，其斷裂起源于心部偏析帶。

3 分析及討論

3.1 鋼中夾雜物生成的計(jì)算

鋼液中生成硫化錳的反應(yīng)平衡如式（1）[12]所示，其平衡常數(shù)和活度系數(shù)可由式（2）～（4）進(jìn)行計(jì)算。

MnS （ s ）=[ Mn ]+[ S ]， log K =-7500/T + 4.16。（1）

K = aMn ?aS = fMn ?[ Mn ]?fS ?[ S ]。（2）

log fMn =ΣejMn ?[ j ]。（3）

log fS =ΣejS ?[ j ]。（4）

式中：K 為平衡常數(shù)；T 為溫度；aMn 和aS 分別為錳和硫的活度；fMn 和fS 分別為錳和硫的活度系數(shù)；ejMn 和ejS 分別為鋼液組元j 對錳和硫的相互作用系數(shù)，[Mn]、[S]、[j]分別為錳、硫和組元j 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

根據(jù)表4 中數(shù)據(jù)計(jì)算得到，錳的活度系數(shù)fMn為1.11，硫的活度系數(shù)fS為0.99。

鋼的液相線、固相線溫度可分別由式（5）～（6）[13]計(jì)算，計(jì)算得到鋼的液相線溫度T 液為1 793 K，固相線溫度T 固為1 747 K。

T液= 180 9 -（ 90 [ C ]+ 6.2 [ Si ]+ 1.7 [ Mn ]+ 28 [ P ]+ 40 [ S ]+ 2.6 [ Cu ]+ 2.9 [ Ni ]+ 1.8 [ Cr ]+ 5.1 [ Al ] ），（5）

T固= 180 9 -（ 415.3 [ C ]+ 12.3 [ Si ]+ 6.8 [ Mn ]+ 124.5 [ P ]+ 183.9 [ S ]+ 4.3 [ Ni ]+ 1.4 [ Cr ]+ 4.1 [ Al ] ）。（6）

由式（1）～（4）可以得式（7），計(jì)算得到，1 793 K 和1 747 K 條件下，[Mn]·[S]的平衡濃度積分別為0.86和0.67。

在凝固過程中，由于非平衡凝固過程中的溶質(zhì)再分配，溶質(zhì)元素不斷向殘余液相中富集。此處假定凝固偏析符合Scheil 冷卻模型，殘余液相中的溶質(zhì)濃度可由式（8）計(jì)算。

C *L = C0 （ 1 - rS ）（ k0 - 1 ）， （8）

式中：C *L 為殘余液相中的溶質(zhì)濃度；C0為初始液相中的溶質(zhì)濃度；rs為固相率；k0為平衡分配系數(shù)。對于錳和硫，其k0分別為kMn=0.84，kS=0.05[9]。

圖7 為殘余液相中錳和硫含量與固相率的關(guān)系。在凝固過程中，隨著固相率不斷增大，殘余液相中錳和硫的濃度顯著增加。當(dāng)其濃度積超過給定溫度條件下的平衡濃度積時(shí)，MnS 便開始析出。由于硫具有極強(qiáng)的偏析傾向，即使鋼中硫含量處于很低水平，依然可以生成MnS 夾雜物。本研究中，鋼中硫含量為0.002%，在固液兩相區(qū)內(nèi)，固相率約為99.3%～99.4% 時(shí)，MnS 夾雜物開始析出，如圖8 所示（圖中虛線為平衡濃度積）。

奧氏體中NbC 的析出可由式（9）[14]計(jì)算。圖9 為計(jì)算得到的奧氏體中鈮和碳的濃度積與溫度的關(guān)系。根據(jù)試驗(yàn)用鋼的成分，不考慮偏析時(shí)NbC 的析出溫度約為1 330 K。上述板材心部組織表明其存在嚴(yán)重的中心偏析。碳是強(qiáng)烈偏析元素，心部碳含量顯著高于整體碳含量平均值；凝固和冷卻過程中NbC 的生成溫度顯著升高，甚至可以在殘余鋼液中生成。生成溫度較高時(shí)，原子擴(kuò)散速度更快，NbC 生長速度較快，且尺寸較大。由于具有相同的晶體類型和接近的點(diǎn)陣常數(shù)，NbC 與TiC 一起析出，從而形成了（Nb，Ti）C 復(fù)合碳化物，顯著降低鋼板的低溫沖擊韌性。

[Nb]·[C]=10（2.96-7 510/T）。（9）

3.2 鋼板沖擊韌性低的原因分析

決定鋼板沖擊韌性的直接因素為組織和夾雜物。細(xì)小均勻的組織有利于獲得較高的沖擊功。夾雜物硬度較高，容易成為裂紋源[15]，盡可能減少夾雜物可以降低其對沖擊韌性的危害[16]。凝固偏析導(dǎo)致心部產(chǎn)生成分偏析，尤其是硫和碳的偏析。成分偏析引起心部過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的最終產(chǎn)物異于板厚其他位置，同時(shí)極大促進(jìn)碳化物和硫化物在心部析出和長大。

大量研究表明，MnS 等夾雜物的大小和數(shù)量顯著影響鋼的力學(xué)性能，尤其是沖擊韌性[17-18]。在軋制變形過程中，由于夾雜物和鋼板基體的變形能力不同，夾雜物周圍因應(yīng)力集中容易引起塑性變形，產(chǎn)生大量位錯(cuò)環(huán)；位錯(cuò)環(huán)聚集形成微孔，破壞了基體的連續(xù)性，當(dāng)大量微孔聚合時(shí)就成為裂紋。同時(shí)，心部偏析處由于淬透性強(qiáng)，易形成硬相帶狀組織，裂紋在此處會加速擴(kuò)展，表現(xiàn)在性能上即沖擊功出現(xiàn)急劇降低。

心部存在大量塊狀（Nb，Ti）C 及長條狀MnS 夾雜物，主要是鑄坯凝固過程中的偏析所致。碳氮化物形成元素Nb 也是鋼中凝固偏析敏感元素。由于非平衡凝固過程的溶質(zhì)再分配作用，最后凝固的鋼液中C、Mn、S、Nb 等溶質(zhì)元素含量明顯高于鑄坯其他部位。而且凝固偏析導(dǎo)致的成分不均勻性難以在后續(xù)軋制和熱處理工序中完全消除。

綜上所述，凝固偏析導(dǎo)致的心部異常組織和粗大夾雜物會顯著降低鋼板的低溫沖擊韌性。根據(jù)組織的遺傳性，降低鑄坯中心偏析程度是保證鋼板心部具有良好低溫沖擊韌性的關(guān)鍵。

4 結(jié)束語

1）85 mm 特厚S355G10+N 海上風(fēng)電用鋼鋼板的組織主要為粒狀貝氏體，表面和1/4 厚度處組織均勻性較好，沖擊功均大于200 J；鋼板心部組織均勻性差，存在嚴(yán)重的中心偏析，沖擊功離散性大，部分樣品沖擊功低于35 J，不滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。

2）鋼板心部的粗大（Nb，Ti）C 和MnS 夾雜物和少量板條貝氏體的存在是鋼板低溫沖擊韌性差的直接原因，兩者的綜合作用導(dǎo)致鋼板局部在?40 ℃的沖擊吸收功低于35 J。要保證鋼板心部具有良好的低溫沖擊韌性，必須控制鑄坯的中心偏析。

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（編輯 呂建斌）