連續(xù)退火工藝對4.5%Cr冷軋耐候鋼組織性能的影響

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(馬鞍山鋼鐵股份有限公司 技術(shù)中心， 安徽 馬鞍山 243000)

鋼鐵的大氣腐蝕現(xiàn)象存在于各行各業(yè)，因大氣腐蝕會造成嚴(yán)重經(jīng)濟(jì)損失，尤其是鐵道交通行業(yè)，會導(dǎo)致車廂整體報廢[1]。冷軋耐候鋼是指在普通低碳鋼中添加Cu、P、Ni、Cr等微合金元素，使其具有良好的耐大氣腐蝕性能，耐候鋼的耐腐蝕性能是普通碳鋼的2～8倍[2-5]。其中Cr元素可以有效提高鋼鐵的耐腐蝕性能[6]，同時Cr元素會影響鋼板的淬透性，進(jìn)而影響鋼板的組織性能，普通的耐候鋼Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.30%～1.25%。若Cr含量繼續(xù)增加，必然對材料的耐候性能以及組織產(chǎn)生影響，因此本文基于4.5%Cr冷軋耐候鋼，探究了連續(xù)退火工藝對其組織與性能的影響。

1 試驗材料及方法

試驗鋼采用某鋼廠生產(chǎn)的耐候鋼板軋硬卷，具體成分如表1所示(表1中還列出了Q345B鋼及普通耐候鋼SPA-C的成分)，再利用Multipas退火試驗機(jī)模擬連退工藝，退火工藝如圖1所示。對退火后的試驗鋼進(jìn)行砂紙打磨、拋光，經(jīng)體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精溶液腐蝕后，利用Axio Imager光學(xué)顯微鏡觀察其組織形貌；利用Z150電子拉伸試驗機(jī)檢測試驗鋼的力學(xué)性能；并將試驗鋼加工成尺寸為2.0 mm×40 mm×60 mm 的試樣，利用YF-C1周期性浸潤腐蝕試驗箱對其進(jìn)行周期浸潤腐蝕試驗。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 連續(xù)退火工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of continuous annealing processes

圖2 試驗鋼在不同退火溫度下的力學(xué)性能(a)屈服強(qiáng)度;(b)抗拉強(qiáng)度;(c)伸長率Fig.2 Mechanical properties of the tested steel annealed at different temperatures(a) yield strength; (b) tensile strength; (c) elongation

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

不同的退火溫度和冷速對試驗鋼的力學(xué)性能影響結(jié)果見圖2，在兩種冷速下，試驗鋼隨著退火溫度的升高，其屈服強(qiáng)度先降低后增加，當(dāng)退火溫度為830 ℃時，強(qiáng)度達(dá)到最大值，屈服強(qiáng)度均值為353 MPa，抗拉強(qiáng)度均值約為621 MPa。當(dāng)退火溫度為800 ℃時，屈服強(qiáng)度最低，均值296 MPa，抗拉強(qiáng)度均值降低至約460 MPa。當(dāng)退火溫度≤800 ℃時，隨著退火溫度的升高，試驗鋼組織發(fā)生的回復(fù)再結(jié)晶更充分，其力學(xué)性能會降低。但當(dāng)退火溫度>800 ℃時，組織開始部分奧氏體化，在隨后的冷卻中形成了高強(qiáng)度的貝氏體組織。通過對比50 ℃/s和30 ℃/s冷速的試驗鋼力學(xué)性能結(jié)果可知，當(dāng)退火溫度為740～800 ℃時，高冷速試驗鋼與低冷速試驗鋼的屈服強(qiáng)度差值在10 MPa以內(nèi)，當(dāng)退火溫度為830 ℃時，高冷速試驗鋼的強(qiáng)度比低冷速的強(qiáng)度高約20 MPa。表明冷速對試驗鋼的強(qiáng)度影響有限。

2.2 顯微組織

圖3 試驗鋼在不同退火溫度及冷速下的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel annealed at different temperatures and cooling rates(a) 740 ℃; (b) 770 ℃; (c) 800 ℃; (d) 830 ℃; (a1, b1, c1, d1) 50 ℃/s; (a2, b2, c2, d2) 30 ℃/s

不同退火工藝下試驗鋼的顯微組織如圖3所示，當(dāng)退火溫度≤770 ℃時，試驗鋼組織為鐵素體+大量細(xì)小碳化物，鐵素體呈扁平狀；當(dāng)退火溫度為800 ℃時，組織由鐵素體和珠光體組成，鐵素體呈等軸狀；當(dāng)退火溫度為830 ℃時，試驗鋼組織中存在貝氏體。對比兩種冷卻速度下的試驗鋼組織無明顯區(qū)別。表明當(dāng)退火溫度≤800 ℃時，試驗鋼只是發(fā)生了回復(fù)和再結(jié)晶過程，鐵素體晶粒由軋制態(tài)的纖維狀變成扁平狀，同時碳化物優(yōu)先在低溫中形成，隨著退火溫度升高，再結(jié)晶過程越充分，當(dāng)退火溫度為800 ℃時，鐵素體變成了多邊形，大量的碳化物在晶界處形成了珠光體。但當(dāng)退火溫度>800 ℃時，組織不僅發(fā)生了回復(fù)再結(jié)晶過程，還發(fā)生了奧氏體化，在本文的兩種冷速下試驗鋼組織中形成了貝氏體。這是因為基體中存在大量的Cr元素，可以有效提高試驗鋼的淬透性，擴(kuò)大奧氏體區(qū)，同時阻礙C原子的擴(kuò)散，退火溫度>800 ℃時，組織發(fā)生了奧氏體化，在隨后冷卻過程中，貝氏體組織形成[7-9]，而退火溫度≤800 ℃時，組織未發(fā)生奧氏體化，Cr元素的淬透性作用影響較小，因組織中貝氏體含量的增加必然導(dǎo)致試驗鋼的強(qiáng)度提高，這與試驗鋼的力學(xué)性能檢測結(jié)果相一致。兩種冷速條件下，顯微組織區(qū)別較小，其力學(xué)性能相差也較小，因此冷速對試驗鋼的組織和力學(xué)性能影響有限。

2.3 周期浸潤腐蝕試驗

周期浸潤腐蝕試驗是用來評價耐候鋼對大氣耐腐蝕能力的一種方法，本文按照TB/T 2375—1993《鐵路用耐候鋼周期浸潤腐蝕試驗方法》，腐蝕液采用(1.0±0.05)×10-2mol/L的NaHSO3，腐蝕產(chǎn)物依照GB/T 16545—1996《金屬和合金的腐蝕試樣上腐蝕產(chǎn)物清除》采用腐蝕質(zhì)量損失速率計算腐蝕結(jié)果，如式(1)所示：

(1)

式中：W為腐蝕質(zhì)量損失速率，即腐蝕速率，g/(m2·h)；G0為試樣腐蝕前質(zhì)量，g；G1為試樣經(jīng)腐蝕除銹后質(zhì)量，g；a為試樣長度，mm；b為試樣寬度，mm；c為試樣高度，mm；t為試驗時間，h。腐蝕試驗鋼采用5個平行樣，腐蝕速率均值如表2所示，其中Q354B鋼和SPA-C鋼的成分見表1。

表2 72 h周期性腐蝕結(jié)果

由表2可知，試驗鋼的腐蝕速率為1.36 g/(m2·h)，相對于Q345B鋼腐蝕速率為26%，普通的耐候鋼SPA-C腐蝕速率為2.99 g/(m2·h)，相對腐蝕速率為58%，將Cr含量增加至4.5%時，其耐候性能相對普通耐候鋼提高約1倍。這主要是因為Cr元素會以Cr3+的形式存在于銹層中，細(xì)化腐蝕產(chǎn)物，進(jìn)而提高銹層的致密性，增加銹層陽離子選擇透過性[10]，提高試驗鋼的耐候性能；并且Cr元素可以在鋼體表面形成Cr(OH)3的腐蝕產(chǎn)物膜，這種腐蝕產(chǎn)物膜可以有效保護(hù)基體，進(jìn)一步減緩對基體的腐蝕[11-12]。

3 結(jié)論

1) 隨著退火溫度升高，試驗鋼強(qiáng)度先降低后增加，當(dāng)退火溫度為830 ℃時，試驗鋼強(qiáng)度最高，屈服強(qiáng)度均值為353 MPa，抗拉強(qiáng)度均值約為621 MPa。當(dāng)退火溫度為800 ℃時，屈服強(qiáng)度最低，均值為296 MPa。本試驗條件下兩種冷速(50 ℃/s和30 ℃/s)對試驗鋼的強(qiáng)度影響有限。

2) 當(dāng)退火溫度≤800 ℃時，試驗鋼組織由鐵素體、碳化物、珠光體組成，組織只發(fā)生了回復(fù)和再結(jié)晶，當(dāng)退火溫度>800 ℃時，組織由鐵素體和貝氏體組成，表明該溫度下，鐵素體發(fā)生奧氏體化，在隨后冷卻中形成了貝氏體組織。

3) 當(dāng)Cr含量提高至4.5%時，試驗鋼的相對腐蝕速率為26%(相對于Q345B鋼)，相對于普通耐候鋼SPA-C耐候性能提高了約一倍。