0.   引言

在“雙碳”背景下,風(fēng)電行業(yè)得到高速發(fā)展。高緯度海上區(qū)域風(fēng)力資源豐富[1],同時(shí)其環(huán)境溫度可達(dá)到−40 ℃[2],因此風(fēng)塔除承受著復(fù)雜的交變載荷之外,還承受一定的低溫沖擊載荷；低溫沖擊韌性是風(fēng)塔關(guān)鍵部件需要重點(diǎn)關(guān)注的性能之一。在風(fēng)力發(fā)電機(jī)組塔架上,法蘭鍛件通常選擇S355NL鋼,該鋼為歐洲標(biāo)準(zhǔn)的低合金高強(qiáng)度鋼,相當(dāng)于國(guó)標(biāo)Q355NE鋼,具有強(qiáng)度高、塑性和抗低溫沖擊性能良好的特點(diǎn)。然而在某企業(yè)的實(shí)際生產(chǎn)檢驗(yàn)過程中經(jīng)常出現(xiàn)S355NL鋼法蘭件沖擊吸收能量偏低或嚴(yán)重波動(dòng)的問題,產(chǎn)品質(zhì)量以及生產(chǎn)效率不穩(wěn)定。通常鋼的韌性會(huì)受到磷、硫等元素在晶界處偏聚[3]以及組織類型、夾雜物的數(shù)量和狀態(tài)以及晶粒尺寸的影響[4-5]。目前,有關(guān)S355NL鋼低溫韌性的研究多集中在溫度以及工藝參數(shù)的影響方面[1,6-7],分析對(duì)象多為軋制鋼板[5,8]。軋制鋼板的生產(chǎn)工藝與大型法蘭鍛件存在較大差異,影響其低溫韌性的因素也有所不同。因此,有必要對(duì)S355NL鋼風(fēng)電法蘭鍛件低溫韌性不良的原因展開研究。 

檢測(cè)發(fā)現(xiàn),某廠生產(chǎn)的某批次S355NL鋼風(fēng)電法蘭鍛件的合格率較低,−50 ℃沖擊吸收能量在9~139 J,波動(dòng)較大,而相同工藝流程生產(chǎn)的另一批次的法蘭鍛件產(chǎn)品合格,−50 ℃沖擊吸收能量在176~189 J,滿足EN10025-3：2019標(biāo)準(zhǔn)要求（−50 ℃沖擊吸收能量不低于27 J）。2批法蘭鍛件均采用同一原料鑄坯生產(chǎn),化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）均為0.16C,0.22Si,1.30Mn,0.01P,0.01S,0.02Ni,0.13Cr,0.01Mo,0.01Cu,0.04Al,0.02V,0.02Nb,滿足EN10025-3：2019標(biāo)準(zhǔn)中S355NL鋼成分要求,尺寸均為?4 660 mm×?4 460 mm×330 mm。作者對(duì)不合格法蘭鍛件進(jìn)行一系列理化檢驗(yàn),并與合格法蘭鍛件進(jìn)行對(duì)比,分析了其低溫沖擊韌性不良的原因。 

1.   理化檢驗(yàn)及結(jié)果

1.1   顯微組織

在不合格法蘭鍛件和合格法蘭鍛件上分別截取金相試樣,經(jīng)研磨、拋光后,采用Leica DMIL LED型光學(xué)顯微鏡觀察夾雜物形貌,再經(jīng)體積分?jǐn)?shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕后,進(jìn)行顯微組織觀察,并利用Image J軟件對(duì)珠光體含量進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。由圖1可見,合格試樣與不合格試樣中均存在少量非金屬夾雜物,夾雜物顆粒較細(xì)小,未觀察到夾雜物聚集現(xiàn)象。按照GB/T 10561—2005對(duì)非金屬夾雜物級(jí)別進(jìn)行評(píng)定,合格試樣的非金屬夾雜物級(jí)別為D1.0,不合格試樣的非金屬夾雜物級(jí)別為D1.0e。可知,不合格試樣在非金屬夾雜物含量及分布上未見明顯異常。 

圖  1  合格試樣與不合格試樣的非金屬夾雜物形貌

Figure  1.  Morphology of non-metallic inclusions of qualified (a) and unqualified (b) samples

由圖2可見,合格試樣和不合格試樣的顯微組織均主要由鐵素體（灰白色）和珠光體（黑色）組成。合格試樣的組織均勻,晶粒細(xì)小,細(xì)小的珠光體彌散分布于晶界處；不合格試樣的晶粒尺寸較大,珠光體尺寸不均勻,粗大珠光體呈網(wǎng)狀分布于晶界處,細(xì)小珠光體則呈島狀分布于晶內(nèi)。珠光體中的滲碳體為硬脆相,對(duì)變形的抗力較大,因此彌散分布的珠光體可以提高鐵素體-珠光體鋼的強(qiáng)度和硬度；而在塑性變形過程中不均勻分布的珠光體處可能會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力集中,從而危害其韌性[9]。合格試樣和不合格試樣的珠光體體積分?jǐn)?shù)分別為32.7%和31.3%,含量相近。由上述組織推測(cè),晶粒的尺寸和分布可能是影響試樣沖擊性能的關(guān)鍵因素。 

圖  2  合格試樣與不合格試樣的顯微組織

Figure  2.  Microstructures of qualified (a, c) and unqualified (b, d) samples: (a–b) at low magnification and (c–d) at high magnification

采用IT800-SHL型高分辨場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡附帶的電子背散射衍射儀（EBSD）對(duì)不同試樣的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察,測(cè)試電壓為20 kV,掃描步長(zhǎng)為0.5 µm,測(cè)試數(shù)據(jù)由Aztec-Crystal軟件進(jìn)行分析處理。由圖3可知,不合格試樣的晶粒尺寸分布范圍較寬,合格試樣的晶粒尺寸分布更為集中。經(jīng)統(tǒng)計(jì),不合格試樣和合格試樣的平均晶粒尺寸分別為12.1,7.3 µm,二者均滿足EN10025-3∶2019標(biāo)準(zhǔn)要求（平均晶粒尺寸不大于44.2 µm）和產(chǎn)品質(zhì)量要求（平均晶粒尺寸不大于22.1 µm）。合格試樣的晶粒尺寸絕大部分分布在22 µm以下（占比97.2%）,但是不合格試樣中尺寸在22 µm以上的晶粒占比較高（15.8%）,最大晶粒尺寸超過50 µm。 

圖  3  合格試樣與不合格試樣顯微組織的EBSD分析結(jié)果

Figure  3.  EBSD analysis results of microstructure of qualified (a, c) and unqualified (b, d) samples: (a–b) inverse pole figures and (c–d) grain size distrubution

體心立方金屬及合金存在低溫脆性,當(dāng)溫度降低至某一臨界點(diǎn)后,材料的沖擊韌性會(huì)在一個(gè)特別小的溫度范圍內(nèi)迅速降低,斷裂模式由韌性斷裂轉(zhuǎn)為脆性斷裂,該溫度即為材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度[10]。晶粒尺寸與鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度之間存在一定關(guān)系[11],平均晶粒尺寸每增大3 µm,材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度便升高20 ℃[12],可見晶粒尺寸的微小差異就會(huì)對(duì)材料的沖擊韌性產(chǎn)生巨大影響。不合格試樣的平均晶粒尺寸比合格試樣增大了4.8 µm,因此不合格試樣的韌脆轉(zhuǎn)變溫度相較于合格試樣會(huì)相應(yīng)升高。

1.2   力學(xué)性能

采用HR-150A型洛氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試,載荷為1 471 N,保載時(shí)間為5 s,每個(gè)試樣測(cè)10個(gè)點(diǎn)取平均值。按照GB/T 229—2020,在合格和不合格法蘭鍛件接近內(nèi)徑的切向方向截取V型缺口標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣,尺寸為10 mm×10 mm×55 mm,缺口夾角為45°,深度為2 mm。采用乙醇+液氮對(duì)沖擊試樣和夾具進(jìn)行冷卻,當(dāng)溫度降至−50 ℃后保溫至少5 min,隨后立即轉(zhuǎn)移至JB-300B型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)。按照GB/T 228.1—2021,在合格和不合格法蘭鍛件距表面不小于10 mm位置截取拉伸試樣,試樣直徑為10 mm,標(biāo)距為50 mm,在SHT4605型微機(jī)控制電液伺服萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn),拉伸速度為2 mm·min−1。 

由圖4可見,合格試樣的硬度略高于不合格試樣。鐵素體為體心立方結(jié)構(gòu),硬度低而塑性高,滲碳體為正交晶系,質(zhì)硬而脆[13],因此鐵素體+珠光體鋼的硬度在很大程度上取決于珠光體的含量。不合適試樣的珠光體含量略低于合格試樣,與硬度結(jié)果存在對(duì)應(yīng)性。2個(gè)試樣的低溫沖擊吸收能量相差近20倍,硬度差異卻不大,可知S355NL鋼的硬度與其低溫沖擊韌性無直接關(guān)系。合格試樣和不合格試樣的抗拉強(qiáng)度分別為476,455 MPa,屈服強(qiáng)度分別為357,314 MPa,斷后伸長(zhǎng)率分別為32.5%,34.5%；二者的拉伸性能均滿足EN10025-3：2019標(biāo)準(zhǔn)要求（抗拉強(qiáng)度在450~600 MPa范圍,屈服強(qiáng)度不低于285 MPa,斷后伸長(zhǎng)率不低于21%）,但是不合格試樣的強(qiáng)度略低于合格試樣。 

圖  4  合格試樣與不合格試樣的沖擊吸收能量和硬度

Figure  4.  Impact absorbed energy and hardness of qualified and unqualified samples

1.3   斷口形貌

由圖5可見：不合格試樣沖擊斷口外形平坦,基本全部為結(jié)晶狀,幾乎無剪切唇和纖維區(qū),呈典型的脆性斷裂特征；合格試樣沖擊斷口存在明顯的剪切唇,纖維區(qū)面積較大,塑性變形現(xiàn)象明顯,呈韌性和脆性混合斷裂特征。根據(jù)GB/T 12778—2008中的游標(biāo)卡尺測(cè)定法對(duì)纖維斷面率進(jìn)行測(cè)定,不合格試樣的纖維斷面率幾乎為0,合格試樣的纖維斷面率為60%,說明不合格試樣的韌性比合格試樣低。 

圖  5  合格試樣與不合格試樣的沖擊斷口宏觀形貌

Figure  5.  Impact fracture macromorphology of qualified (a) and unqualified (b) samples

使用Zeiss Supra55型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察沖擊斷口微觀形貌。由圖6可見：不合格試樣斷口中存在河流狀與臺(tái)階狀花樣,裂紋在沖擊載荷作用下沿著一定的晶面穿過相鄰晶粒形成解理斷裂形貌；解理面之間局部撕裂棱的產(chǎn)生則是由于脆性裂紋未沿確定晶面擴(kuò)展而造成的[14]。合格試樣的斷口呈現(xiàn)出韌性和脆性混合斷裂形貌,缺口附近為微孔聚集型韌性斷裂,最后斷裂處呈現(xiàn)出脆性斷裂形貌。2個(gè)試樣的裂紋源處均未觀察到明顯的缺陷,這說明其沖擊吸收能量的差異與夾雜物等缺陷因素?zé)o關(guān)。 

圖  6  合格試樣與不合格試樣的沖擊斷口SEM形貌

Figure  6.  Impact fracture SEM morphology of qualified (a) and unqualified (b) samples

采用IT800-SHL型高分辨場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡附帶的電子背散射衍射儀（EBSD）對(duì)斷口截面起裂區(qū)微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察。由圖7可以看出：不合格試樣起裂區(qū)的主裂紋穿晶擴(kuò)展,其擴(kuò)展路徑在一定距離內(nèi)近似于直線；合格試樣起裂區(qū)的裂紋擴(kuò)展路徑更加曲折,表明其在沖擊過程中吸收了更多的能量。在合格試樣的V形缺口附近觀察到單個(gè)微孔以及微孔的合并,表明斷裂是由微孔長(zhǎng)大、聚合導(dǎo)致的；由于缺口附近區(qū)域存在非常大的剪切應(yīng)力,鐵素體和珠光體晶粒都沿著斷裂方向呈現(xiàn)拉長(zhǎng)的狀態(tài)[15]；隨著裂紋的擴(kuò)展,斷口附近晶粒的變形程度降低。不合格試樣起裂區(qū)的晶粒幾乎未發(fā)生變形,且晶粒尺寸幾乎均在20 µm以上,遠(yuǎn)超其平均晶粒尺寸。 

圖  7  合格試樣與不合格試樣沖擊斷口截面起裂區(qū)的反極圖、晶界分布圖和核平均取向差圖

Figure  7.  Inverse pole figures (a, d), grain boundary distribution maps (b, e) and Kernel average misorientation maps (c, f) of impact fracture section initiation zone of qualified (a–c) and unqualified (d–f) samples

在沖擊過程中,S355NL鋼組織中的位錯(cuò)密度迅速增加,高密度位錯(cuò)引起位錯(cuò)堆積和纏結(jié),導(dǎo)致位錯(cuò)滑移受阻。大角度晶界（HAGBs）可以吸收位錯(cuò),降低變形過程中的局部位錯(cuò)密度、位錯(cuò)積累和應(yīng)力集中,從而阻礙裂紋擴(kuò)展并促進(jìn)裂紋偏轉(zhuǎn)[16]。大角度晶界比例的增加與鐵素體晶粒的細(xì)化有關(guān)[17],合格試樣的晶粒更細(xì)小,因此大角度晶界更多,對(duì)裂紋的阻力更大,更有利于提高沖擊韌性。不合格試樣晶粒粗大,對(duì)裂紋的阻礙和轉(zhuǎn)向作用減弱,從而削弱了其沖擊韌性。根據(jù)文獻(xiàn)[18],核平均取向差較高區(qū)域的位錯(cuò)密度較大,不合格試樣晶內(nèi)與晶界處珠光體區(qū)域的核平均取向差較高,位錯(cuò)密度較大,在斷裂過程中易成為裂紋形核位置,從而使其沖擊韌性惡化。 

2.   沖擊韌性不良原因分析

由上述檢驗(yàn)結(jié)果可知,不合格S355NL鋼風(fēng)電法蘭鍛件的非金屬夾雜物含量及分布與合格法蘭鍛件無明顯不同,硬度、強(qiáng)度略低于合格法蘭鍛件,但是平均晶粒尺寸明顯大于合格法蘭鍛件,且晶粒尺寸分布范圍更寬,同時(shí)其沖擊斷口呈脆性斷裂特征,纖維斷面率幾乎為0,而合格法蘭鍛件的沖擊斷口呈韌性和脆性混合斷裂形貌,纖維斷面率為60%。S355NL鋼風(fēng)電法蘭鍛件的制作工藝流程為下料→加熱→鍛造制坯→再加熱→輾環(huán)→正火熱處理→機(jī)械加工→檢測(cè)。其中,鍛造制坯和輾環(huán)的加熱溫度為（1 250±20） ℃,正火熱處理的溫度為（910±10） ℃。該工藝流程中影響工件晶粒尺寸的因素主要包括以下幾方面。（1）鍛造工藝參數(shù),鍛造比不足或鍛造不均勻、終鍛溫度過高都易使工件產(chǎn)生粗晶組織。（2）熱處理參數(shù),合理的升溫速率、加熱溫度和保溫時(shí)間是保證工件晶粒均勻細(xì)小的前提。（3）冷卻方式,對(duì)于大直徑、大壁厚的法蘭件,冷卻速率低、冷卻均勻度差會(huì)使工件中產(chǎn)生溫度梯度,局部溫度過高導(dǎo)致晶粒尺寸增大。輾環(huán)及熱處理后應(yīng)及時(shí)冷卻,避免晶粒在高溫下持續(xù)生長(zhǎng)?；谝陨戏治?對(duì)沖擊韌性不合格的法蘭鍛件的生產(chǎn)工藝流程進(jìn)行排查,發(fā)現(xiàn)該批工件存在正火溫度處于技術(shù)要求的上限值（約920 ℃）以及在爐加熱時(shí)間較長(zhǎng)的問題。工件長(zhǎng)時(shí)間處于奧氏體高溫區(qū),晶粒生長(zhǎng)的驅(qū)動(dòng)力增大,同時(shí)較高正火溫度導(dǎo)致珠光體的不均勻分布,這些不均勻分布的珠光體會(huì)影響鐵素體晶體的生長(zhǎng),導(dǎo)致晶粒尺寸分布不均勻。合格試樣中珠光體均勻分布,鐵素體晶粒較細(xì)且尺寸分布均勻,在塑性變形過程中,變形會(huì)均勻分散在晶粒內(nèi),因此表現(xiàn)出較高的韌性。而不合格試樣中,珠光體不均勻分布,導(dǎo)致晶粒尺寸不均勻,在變形過程中更容易產(chǎn)生應(yīng)力集中,促進(jìn)裂紋萌生,因此不合格試樣表現(xiàn)出較低的韌性。隨著工件處于高溫時(shí)間的延長(zhǎng),珠光體含量減少[19-20],材料的硬度也會(huì)相應(yīng)降低。由此可見,嚴(yán)格控制熱處理的加熱溫度與在爐加熱時(shí)間對(duì)于保證工件的強(qiáng)韌性至關(guān)重要。 

3.   結(jié)論

（1）不合格法蘭鍛件的沖擊斷口呈脆性斷裂特征,纖維斷面率幾乎為0,在沖擊過程中裂紋的擴(kuò)展路徑較平直,而合格法蘭鍛件的沖擊斷口呈韌性和脆性混合斷裂形貌,纖維斷面率為60%,裂紋擴(kuò)展路徑更加曲折。 

（2）正火溫度偏高、在爐加熱時(shí)間較長(zhǎng)導(dǎo)致的晶粒粗大、晶粒尺寸分布不均勻是S355NL鋼風(fēng)電法蘭鍛件低溫沖擊韌性不良的主要原因,同時(shí)不均勻分布的珠光體也會(huì)導(dǎo)致法蘭鍛件韌性的降低。在生產(chǎn)過程中應(yīng)嚴(yán)格控制加熱制度。

文章來源——材料與測(cè)試網(wǎng)