中碳钢高温力学和冶金行为

D01:10.13374.isml00103x.2009.06.0I7 第31卷第6期 北京科技大学学报 Vol.31 No.6 2009年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jum.2009 中碳钢高温力学和冶金行为 孙彦挥倪有金许中波蔡开科 北京科技大学治金与生态工程学院，北京100083 摘要采用Gledble1500热模拟机对CSP生产的SS400.Q235B和Q345B钢的热塑性进行了研究.结果发现.所研究的钢 存在两个低塑性区，即凝固脆性温区(Tm~1310○和低温脆性温区(850~725℃.试样断口金相和成分分析表明：产生凝固 脆性温区的原因主要是高温下枝晶间有害元素S,P和O富集形成液膜：产生低温脆性温区的原因主要是奥氏体晶界出现铁 素体薄膜以及细小AN析出造成连铸坯的塑性降低.根据研究结果，提出了改善钢的热塑性防止铸坯裂纹的工艺建议. 关键词薄板坯：中碳钢：高温力学性能；CSP工艺 分类号TG115.5:TG14231 Mechanical and metallurgy behaviour of medium carbon steel SUN Yan-hui.NI You-jin.XU Zhong-bo.CAl Kai-ke School of Metallurgical and Ecological Engineering.University of Science and Techmology Beijing Beijing 100083.China ABSTRACT The hot ductility of SS400,Q235B.Q345B steels produced by CSP process was investigated with a Gleeble 1500 test- ing machine.the results show that the steels have two low ductility zones.The first zone was founded in the range from Tm to 1310 C and the second zone in the range from 850 to 725 C.Low ductility and strength in the first zone is due to the presence of liquid films in interdendritic regions w hich result from sulfur,phosphomus and ox ygen segregation between dendrites.The two main reasons for low ductility in the second zone are AIN precipitation and network-shape ferrite formation at grain boundaries.Based on the re- sults,some measures were given to improve the hot ductility of medium carbon steel for preventing slab cracks KEY WORDS thin slab:medium carbon steel;high temperature mechanical properties;CSP process 钢的高温力学性能对连铸过程中铸坯裂纹的形 1实验方法 成有重要影响，连铸坯上发现的大多数裂纹均起源 于高温低塑性的敏感区域.钢的高温力学性能一般 在薄板坯上沿板坯纵向取样，加工成10mm× 用钢在高温下的塑性及强度来表征，是由钢在高温 110mm拉伸试样.该厂中碳钢三个钢号的平均化 下的治金行为决定的.因此，开展对中碳钢薄板坯 学成分见表1. 高温力学和治金行为的研究对防止表面裂纹具有重 表1钢种的化学成分 要意义.本文利用Gleeble1500热模拟试验机， Table I Chemical compostion of steel grades 测试了国内某CSP钢厂生产的SS400、Q235B和 钢种 C Si Mn P S AL. Ca Q345B中碳钢薄板坯的高温力学性能，并对拉伸断 SS4000190030.380.0130005200200021 口形貌、析出物和凝固组织进行观察分析，分析了钢 Q235B0190060.4100150005800200021 在低塑性区的脆化原因.根据研究结果，提出了改 Q345B0190131.200.0130003900200018 善CSP生产SS400、Q235B和Q345B钢的热塑性， 防止板坯表面裂纹的工艺建议. 试样在工作室内固定，抽真空，在Ar气保护条 件下，将试样以20℃·s1的速度加热至1350℃，保 收稿日期：2008-05-27 作者简介：孙彦辉(197l一），男，副教授，E-mail:suryanhu metal.ust山.edu.cm

中碳钢高温力学和冶金行为 孙彦辉 倪有金 许中波 蔡开科 北京科技大学冶金与生态工程学院, 北京 100083 摘 要 采用 Gleeble 1500 热模拟机对 CSP 生产的 SS400、Q235B 和 Q345B 钢的热塑性进行了研究.结果发现, 所研究的钢 存在两个低塑性区, 即凝固脆性温区( T m ～ 1310 ℃) 和低温脆性温区( 850 ～ 725 ℃) .试样断口金相和成分分析表明:产生凝固 脆性温区的原因主要是高温下枝晶间有害元素 S 、P 和 O 富集形成液膜;产生低温脆性温区的原因主要是奥氏体晶界出现铁 素体薄膜以及细小 AlN 析出造成连铸坯的塑性降低.根据研究结果, 提出了改善钢的热塑性防止铸坯裂纹的工艺建议. 关键词 薄板坯;中碳钢;高温力学性能;CSP 工艺 分类号 TG115.5 ;TG 142.31 Mechanical and metallurgy behaviour of medium carbon steel SUN Yan-hui, NI You-jin, XU Zhong-bo, CAI Kai-ke S chool of Metallurgical and Ecological Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, C hina ABSTRACT The hot ductility of SS400, Q235B, Q345B steels pro duced by CSP process was investigated with a Gleeble 1500 test￾ing machine, the results show that the steels have two low ductility zones.The first zone w as founded in the range from T m to 1310 ℃ and the second zone in the rang e from 850 to 725 ℃.Low ductility and strength in the first zo ne is due to the presence of liquid films in interdendritic regions w hich result from sulfur, phospho rus and ox ygen seg reg ation between dendrites.The two main reasons for low ductility in the second zone are AlN precipitation and network-shape ferrite formation at grain boundaries.Based o n the re￾sults, some measures w ere g iven to improve the hot ductility of medium carbo n steel for preventing slab cracks. KEY WORDS thin slab;medium carbon steel ;high temperature mechanical properties ;CSP process 收稿日期:2008-05-27 作者简介:孙彦辉( 1971—) , 男, 副教授, E-mail:sunyanhui @metall.ustb.edu.cn 钢的高温力学性能对连铸过程中铸坯裂纹的形 成有重要影响, 连铸坯上发现的大多数裂纹均起源 于高温低塑性的敏感区域 .钢的高温力学性能一般 用钢在高温下的塑性及强度来表征, 是由钢在高温 下的冶金行为决定的.因此, 开展对中碳钢薄板坯 高温力学和冶金行为的研究对防止表面裂纹具有重 要意义 [ 1] .本文利用 Gleeble 1500 热模拟试验机, 测试了国内某 CSP 钢厂生产的 SS400 、Q235B 和 Q345B 中碳钢薄板坯的高温力学性能, 并对拉伸断 口形貌、析出物和凝固组织进行观察分析, 分析了钢 在低塑性区的脆化原因.根据研究结果, 提出了改 善CSP 生产 SS400 、Q235B 和 Q345B 钢的热塑性, 防止板坯表面裂纹的工艺建议 . 1 实验方法 在薄板坯上沿板坯纵向取样, 加工成 10 mm × 110 mm 拉伸试样.该厂中碳钢三个钢号的平均化 学成分见表 1 . 表 1 钢种的化学成分 Table 1 Chemical composition of steel grades % 钢种 C Si Mn P S Al s Ca SS400 0.19 0.03 0.38 0.013 0.005 2 0.02 0.002 1 Q235B 0.19 0.06 0.41 0.015 0.005 8 0.02 0.002 1 Q345B 0.19 0.13 1.20 0.013 0.003 9 0.02 0.001 8 试样在工作室内固定, 抽真空, 在 Ar 气保护条 件下, 将试样以 20 ℃·s -1的速度加热至 1 350 ℃, 保 第 31 卷 第 6 期 2009 年 6 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .31 No.6 Jun.2009 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2009.06.017

第6期 孙彦辉等：中碳钢高温力学和冶金行为 ·709。 温3min,以均匀成分和温度，促进析出物的溶解.然 性高于SS400和Q345B.在1350~825℃及700℃ 后以3℃·s的冷却速率加热或冷却至实验温度， 以下温度区间试样呈现出良好的塑性，断面收缩率 保温30s后以1.0×103s1的应变速率进行拉伸 在60%以上.表2是以亚<60%为脆性判断区域 实验（图）.试样拉断后，迅速喷水冷却以保留高温 的三个钢号试样的高温塑性温度区间. 下断口形貌和金相特征.试样冷却后，计算出其断 300 面收缩率（平，%和强度(，N·mm,采用扫描 250 ■SS400 ★-Q235B 电镜直接对断口形貌进行观察，断口磨平抛光后用 -Q345B 200 4%硝酸酒精溶液侵蚀观察金相组织， wW.N)o 150 e=1X10-1s 100 1350℃ 3 min e=1×10-3s4 50 3℃·s 30s M 20℃·s1 0 700 900110013001500 T/℃ 图3不同温度下钢的强度极限 时间 Fig.3 Tensile strength of steels at different temperatures 图I Gleeble热模拟工艺示意图 表2高温塑性温度区间 Fig.I Schematic diagram of Gleeble them al simulation processing Table 2 High-temperature pastic temperature range ℃ 钢种 凝固脆性区 高塑性区 低温脆性区 2实验结果与讨论 SS400 T-1350 1350-825 825-730 2.1钢的热塑性及高温强度 Q235B Tm-1310 1310-840 840-775 断面收缩率（乎及强度（σ是表征钢的力学性 Q345B Tm-1325 1325-850 850-725 能优劣的两个重要指标，热塑性曲线（亚T)及热强 图3为不同实验温度下钢抗拉强度的变化曲 度曲线（σ，一T)是钢的高温力学性能的特征曲线. 线.由图可知：1300℃以上，试样所能承受的抗拉强 实验所测特征曲线如图2和图3所示. 度较低，1350℃时SS400和Q235B的.分别为 100 17.5和16.2MPa,1400℃时Q345B试样的，为 20.85MPa随着测试温度的降低，试样的抗拉强度 逐渐上升，小于700℃时急剧增大：在大部分测试温 度下，Q345B试样的o都高于SS400和Q235B,尤 其低温下更为明显，如600℃时Q345B的o,为 20 -+■-SS400+-Q235B◆-Q345B 2629MPa,而Q235B的为192.2MPa. 900 700 900110013001500 2.2钢的裂纹敏感性分析 T7℃ 凝固脆性温度区间是内裂的敏感区域，而纵裂 图2不同温度下钢的断面收缩率 纹起源于皮下的内裂纹.零强度温度(ZST)与零塑 Fig 2 Reduction of ara (of steel at different temperatures 性温度(ZDT)是反映这一区间内裂敏感性的重要参 由图2可知：如以平60%作为脆性判断区 数.ZST表征在固液界面刚凝固的金属开始具有抵 域，则从熔点(Tm)到600℃范围存在Tm~1310℃ 抗外力作用的温度：而ZDT表征己凝固的金属开始 和850~725℃两个脆性温度区.在1400~1310℃ 具有抵抗塑性变形能力的温度冈.在△T=ZST一 时SS400试样塑性高于其他两个钢号的试样， ZDT区间内钢虽有一定的强度，但无塑性变形能 Q235B试样的塑性最低，1350℃时Ψ值只有 力，△T越大，在这段温度范围内由外力作用形成裂 L.4%,而SS400试样的平值此时在60%以上，塑 纹的机率就越大.但是，ZST和ZDT直接测定非常 性较好.在850~725℃温度区，Q345B的塑性凹槽 困难，一般采用亚T和o,一T曲线外推法确定.本 较宽，且较深（图2），裂纹敏感性高于其他钢号：钢 实验所测抗拉强度曲线1000℃以后非常平缓，外推 的塑性最低点都处于800℃.在800Q时Q235B塑 后的ZST甚至超过液相线温度.文献3到指出ZST

温 3 min, 以均匀成分和温度, 促进析出物的溶解, 然 后以 3 ℃·s -1的冷却速率加热或冷却至实验温度, 保温 30 s 后以 1.0 ×10 -3 s -1的应变速率进行拉伸 实验( 图 1) .试样拉断后, 迅速喷水冷却以保留高温 下断口形貌和金相特征.试样冷却后, 计算出其断 面收缩率( Χ, %) 和强度( σb, N·mm -2 ) , 采用扫描 电镜直接对断口形貌进行观察, 断口磨平抛光后用 4 %硝酸酒精溶液侵蚀观察金相组织. 图 1 Gleeble 热模拟工艺示意图 Fig.1 Schemati c diagram of Gleeble therm al simulation processing 2 实验结果与讨论 2.1 钢的热塑性及高温强度 断面收缩率( Χ) 及强度( σb) 是表征钢的力学性 能优劣的两个重要指标, 热塑性曲线( Χ-T ) 及热强 度曲线( σb-T) 是钢的高温力学性能的特征曲线 . 实验所测特征曲线如图 2 和图 3 所示. 图 2 不同温度下钢的断面收缩率 Fig.2 Reduction of area ( Χ) of steel at diff erent temperatu res 由图 2 可知:如以 Χ<60 %作为脆性判断区 域, 则从熔点( T m) 到 600 ℃范围存在T m ～ 1 310 ℃ 和 850 ～ 725 ℃两个脆性温度区 .在1 400 ～ 1 310 ℃ 时 SS400 试样塑性 高于其他两个钢号的试样, Q235B 试样 的塑性最低, 1 350 ℃时 Χ值只 有 1.4 %, 而 SS400 试样的 Χ值此时在 60 %以上, 塑 性较好.在850 ～ 725 ℃温度区, Q345B 的塑性凹槽 较宽, 且较深( 图 2) , 裂纹敏感性高于其他钢号 ;钢 的塑性最低点都处于 800 ℃.在 800 ℃时 Q235B 塑 性高于 SS400 和 Q345B .在1 350 ～ 825 ℃及700 ℃ 以下温度区间试样呈现出良好的塑性, 断面收缩率 在 60 %以上 .表 2 是以 Χ<60 %为脆性判断区域 的三个钢号试样的高温塑性温度区间 . 图3 不同温度下钢的强度极限 Fig.3 Tensile strength of st eels at different t emperatures 表 2 高温塑性温度区间 Table 2 High-temperature plastic t emperature range ℃ 钢种 凝固脆性区 高塑性区 低温脆性区 S S400 T m ～ 1350 1 350 ～ 825 825 ～ 730 Q235B Tm ～ 1 310 1 310 ～ 840 840 ～ 775 Q345B Tm ～ 1 325 1 325 ～ 850 850 ～ 725 图 3 为不同实验温度下钢抗拉强度的变化曲 线 .由图可知 :1300 ℃以上, 试样所能承受的抗拉强 度较低, 1 350 ℃时 SS400 和 Q235B 的 σb 分别为 17.5 和 16.2 M Pa, 1 400 ℃时 Q345B 试样的 σb 为 20.85 MPa;随着测试温度的降低, 试样的抗拉强度 逐渐上升, 小于 700 ℃时急剧增大;在大部分测试温 度下, Q345B 试样的 σb 都高于 SS400 和 Q235B, 尤 其低温下更为明显, 如 600 ℃时 Q345B 的 σb 为 262.9 MPa, 而 Q235B 的 σb 为 192.2 MPa . 2.2 钢的裂纹敏感性分析 凝固脆性温度区间是内裂的敏感区域, 而纵裂 纹起源于皮下的内裂纹 .零强度温度( ZST) 与零塑 性温度(ZDT) 是反映这一区间内裂敏感性的重要参 数 .ZST 表征在固液界面刚凝固的金属开始具有抵 抗外力作用的温度 ;而 ZDT 表征已凝固的金属开始 具有抵抗塑性变形能力的温度 [ 2] .在 ΔT =ZST - ZDT 区间内钢虽有一定的强度, 但无塑性变形能 力, ΔT 越大, 在这段温度范围内由外力作用形成裂 纹的机率就越大.但是, ZST 和 ZDT 直接测定非常 困难, 一般采用 Χ-T 和 σb-T 曲线外推法确定 .本 实验所测抗拉强度曲线 1 000 ℃以后非常平缓, 外推 后的 ZS T 甚至超过液相线温度.文献[ 3] 指出 ZST 第 6 期 孙彦辉等:中碳钢高温力学和冶金行为 · 709 ·

。710 北京科技大学学报 第31卷 由液相线温度T1和固相线温度Ts的间隔大小决 2.3凝固温度区间钢的脆化原因 定，一般高于固相线10~30℃.测试钢种的Ts,由 对凝固脆性区和低温脆性区塑性最低点的试样 经验公式计算约为1450℃，取ZST=1470℃.测试 断口做金相和扫描电镜观察发现，试样1350℃时的 钢号的ZDT在1350~1440℃之间，则中碳钢纵裂 断口宏观上看断裂表面平坦（图4(）)，放大后可见 纹敏感温度区间为1350~1470℃.低温脆性区钢 枝晶间存在液相凝固的迹象，沿晶界由于出现液膜 的脆化对表面横裂纹有重要影响.实验研究证明， 导致破坏（图4(b).由于试样拉断后激冷，断口部 60%时材料的裂纹敏感性明显增加；所以，以此 位基本为奥氏体相的淬火组织一板条状马氏体组 值对应的温度范围来反映低温脆性区钢的横裂纹敏 织，如图5.在钢的凝固温度附近的脆性温度区，脆 感性.该温度范围越宽，塑性凹槽越深，裂纹敏感性 性主要是由于在高温下枝晶间富集氧、硫和磷等杂 越强.表3为三个钢号的裂纹敏感温区.结合图2 质，降低了固相线温度，在枝晶间形成液膜，降低了 可知，这三个钢号的裂纹敏感性有一定差别，Q235B钢 枝晶间的结合强度，增加了热脆性，导致凝固前沿易 的纵裂敏感性较强，而Q345B的横裂纹敏感性强，与现 产生裂纹.晶界液相量的不同导致钢塑性不同，同 场实际生产中Q235B钢纵裂缺陷率相对较高而Q345B 一温度下液相量的多少决定着钢的面缩率的高低. 边裂缺陷率相对较高一致，说明工艺条件相同时钢的 杂质元素含量增加，塑性降低9.表4是图4(b)中 裂纹敏感性是决定是否产生裂纹的内在因素 区域A、B的能谱分析成分.由表可知，枝晶间S、P 表3裂纹敏感温度区间 和0等杂质元素含量较高，说明试样凝固时杂质元 Table 3 Crack sensitivity temperatue range ℃ 表4图4b)中A、B点成分（质量分数） 钢种 Ts ZST Z①T 横裂纹敏感温区 Table 4 Composition at Points A and B in Fig.4(b)% SS400 1450 1470 1440 825-730 位置 0 P Mn Fe Q235B 1450 1470 1350 840-775 A 5.58 000 000 1.87 9254 Q345B1445 1470 1420 850-725 B 695008008 220 9068 (b) 50m 图4拉伸断口形貌(1350℃.（低倍：(b)高倍 Fig.4 Morphobgies of tensile fracture surfaoe (1350 C):(a)macrostructure (b)microstructu 8 um 8 um 图5试样断▣金相组织.(aSS400(1350℃：(b)Q235B(1350℃：(cQ345B(1400○ Fig.5 Metallurgical structures of fracture surfaces:(a)SS400(1350 C);(b)Q235B (1350 C);(c)Q345B (1 400 ℃

由液相线温度 TL 和固相线温度 TS 的间隔大小决 定, 一般高于固相线 10 ～ 30 ℃.测试钢种的 TS, 由 经验公式计算约为1 450 ℃, 取ZS T =1 470 ℃.测试 钢号的 ZDT 在1 350 ～ 1 440 ℃之间, 则中碳钢纵裂 纹敏感温度区间为 1 350 ～ 1 470 ℃.低温脆性区钢 的脆化对表面横裂纹有重要影响.实验研究证明, Χ<60 %时材料的裂纹敏感性明显增加 ;所以, 以此 值对应的温度范围来反映低温脆性区钢的横裂纹敏 感性.该温度范围越宽, 塑性凹槽越深, 裂纹敏感性 越强.表 3 为三个钢号的裂纹敏感温区.结合图 2 可知, 这三个钢号的裂纹敏感性有一定差别,Q235B钢 的纵裂敏感性较强,而 Q345B的横裂纹敏感性强, 与现 场实际生产中Q235B钢纵裂缺陷率相对较高而Q345B 边裂缺陷率相对较高一致, 说明工艺条件相同时钢的 裂纹敏感性是决定是否产生裂纹的内在因素. 表 3 裂纹敏感温度区间 Table 3 Crack sensitivity temperatu re range ℃ 钢种 T S ZS T ZDT 横裂纹敏感温区 SS400 1 450 1 470 1 440 825 ～ 730 Q235B 1 450 1 470 1 350 840 ～ 775 Q345B 1 445 1 470 1 420 850 ～ 725 2.3 凝固温度区间钢的脆化原因 对凝固脆性区和低温脆性区塑性最低点的试样 断口做金相和扫描电镜观察发现, 试样1 350 ℃时的 断口宏观上看断裂表面平坦( 图 4( a) ) , 放大后可见 枝晶间存在液相凝固的迹象, 沿晶界由于出现液膜 导致破坏( 图 4( b) ) .由于试样拉断后激冷, 断口部 位基本为奥氏体相的淬火组织—板条状马氏体组 织, 如图 5 .在钢的凝固温度附近的脆性温度区, 脆 性主要是由于在高温下枝晶间富集氧、硫和磷等杂 质, 降低了固相线温度, 在枝晶间形成液膜, 降低了 枝晶间的结合强度, 增加了热脆性, 导致凝固前沿易 产生裂纹 .晶界液相量的不同导致钢塑性不同, 同 一温度下液相量的多少决定着钢的面缩率的高低. 杂质元素含量增加, 塑性降低[ 4] .表 4 是图 4( b) 中 区域 A 、B 的能谱分析成分 .由表可知, 枝晶间 S 、P 和 O 等杂质元素含量较高, 说明试样凝固时杂质元 表 4 图4( b) 中 A 、B 点成分( 质量分数) Table 4 Composition at Points A and B in Fig .4( b) % 位置 O P S M n Fe A 5.58 0.00 0.00 1.87 92.54 B 6.95 0.08 0.08 2.20 90.68 图 4 拉伸断口形貌( 1 350 ℃) .( a) 低倍;( b) 高倍 Fig.4 Morphologies of tensile fracture surface ( 1 350 ℃) :( a) macrostructure;( b) microstructure 图 5 试样断口金相组织.( a) SS400 ( 1 350 ℃) ;(b) Q235B ( 1 350 ℃) ;( c) Q345B ( 1 400 ℃) Fig.5 Met allurgical structures of fractu re surfaces:( a) S S400 ( 1 350 ℃) ;(b ) Q235B ( 1 350 ℃) ;( c) Q345B ( 1 400 ℃) · 710 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷

第6期 孙彦辉等：中碳钢高温力学和冶金行为 。711。 素在枝晶间富集生成液膜导致试样的塑性和强度降 物.所以，该区域钢脆化的原因是高温下枝晶间富 低.图6为断口表面析出物及其能谱.由图可知，在 集溶质液相或含Mn、Si等元素的夹杂物而导致的 晶间富集有Mn、Si、Al、Ca和Fe等元素形成的夹杂 枝晶间脆性， (b) 700 600 品 200 Mg 100 Mn Ca Fe X4g950从m 2 4 6 10 E/keV 图6试样断口表面析出物照片(a及能谱(b) Fig.6 SEM image (a)and energy spectrum(b)of inclusions in sample surface 凝固脆性区钢的脆化对裂纹的形成有重要影 器传热均匀 响.在凝固温度Ts附近由于S、P和0等元素在枝 2.4低温脆性区钢的脆化原因 晶间偏析形成液相膜而导致钢的强度和塑性极低， 试样在800℃下拉断后，断口表面凹凸不平，呈 坯壳的临界断裂应力为1~4MP9,而断裂应变只 冰糖块状，都表现为沿晶断裂模式，晶粒间存在孔 有02%~0.3%，当受到横向拉伸应力时极易沿 洞，如图7(a):放大后可以看到晶界处存在塑性变 枝晶间产生裂纹源.连铸坯上的大多数裂纹如纵裂 形的痕迹并有大量细小的塑坑和微孔存在 纹即起源于枝晶间液膜并沿枝晶扩张.因此，为了 (图7（©）.这是由于试样拉伸时优先在晶界附近变 防止纵裂纹萌生，应采取如下措施：(1)降低钢中 形，在析出物或夹杂物处产生微孔，微孔集聚导致了 SP等杂质元素含量；(2)防止坯壳变形；(3)结晶 沿晶断裂. (c) 图7拉伸断口形貌(800○.()整体：(b)局部：(d品界塑坑 Fig 7 Tensile fracture morphologies at 800 C.(a)global feature (b)local featue:(c)intergranular micmopore 图8为试样断口磨平后经4%硝酸酒精侵蚀后 量不同.硅为铁素体形成元素使A3温度升高，而 的金相组织.SS400钢的断口组织晶界处铁素体析 锰是奥氏体形成元素使Ar3温度下降.Q235B钢与 出呈网状，此时面缩率只有285%.Q235B钢的断 SS400钢锰含量相差不大，硅含量稍高，Q235B钢a 口组织中铁素体己开始在晶粒内部析出，α相数量 相析出早，所以800℃时Q235B钢α相量较多. 增多，塑性相比SS400钢有所恢复，但是晶界网状α Q345B钢由于含锰较高，800℃还处于奥氏体相区 相尚未完全破坏，因此平仅恢复到35.3%.Q345B 淬火后得到的是板条状马氏体组织. 钢的断口组织为奥氏体淬火后得到的板条状马氏体 图9和图10为试样表面夹杂物电子探针分析 组织，并可以观察到沿原奥氏体晶界的晶间裂纹，此 结果.图9中夹杂物含有Ca、Si和Mg等元素. 时钢的面缩率也是较低的，仅有281%.造成该温 图l0的夹杂物中含有大量Ca和Mg,并含有Na元 度下组织差异的主要原因是由于试样中Si,Mn含 素，为外来夹杂.这些晶界夹杂物粒子的存在，加剧

素在枝晶间富集生成液膜导致试样的塑性和强度降 低.图 6 为断口表面析出物及其能谱.由图可知, 在 晶间富集有 M n 、Si 、Al 、Ca 和 Fe 等元素形成的夹杂 物 .所以, 该区域钢脆化的原因是高温下枝晶间富 集溶质液相或含 M n 、Si 等元素的夹杂物而导致的 枝晶间脆性 . 图 6 试样断口表面析出物照片( a) 及能谱( b) Fig.6 SEM image ( a) and energy spectrum (b) of inclusions in sample surface 凝固脆性区钢的脆化对裂纹的形成有重要影 响.在凝固温度 TS 附近由于 S 、P 和O 等元素在枝 晶间偏析形成液相膜而导致钢的强度和塑性极低, 坯壳的临界断裂应力为 1 ～ 4 MPa [ 5] , 而断裂应变只 有 0.2 %～ 0.3 %[ 6] , 当受到横向拉伸应力时极易沿 枝晶间产生裂纹源.连铸坯上的大多数裂纹如纵裂 纹即起源于枝晶间液膜并沿枝晶扩张.因此, 为了 防止纵裂纹萌生, 应采取如下措施 :( 1) 降低钢中 S 、P 等杂质元素含量;( 2) 防止坯壳变形;( 3) 结晶 器传热均匀 . 2.4 低温脆性区钢的脆化原因 试样在 800 ℃下拉断后, 断口表面凹凸不平, 呈 冰糖块状, 都表现为沿晶断裂模式, 晶粒间存在孔 洞,如图 7( a) ;放大后可以看到晶界处存在塑性变 形的 痕 迹 并 有 大 量 细 小 的 塑 坑 和 微 孔 存 在 ( 图 7( c) ) .这是由于试样拉伸时优先在晶界附近变 形, 在析出物或夹杂物处产生微孔, 微孔集聚导致了 沿晶断裂. 图 7 拉伸断口形貌( 800 ℃) .( a) 整体;( b) 局部;( c) 晶界塑坑 Fig.7 Tensile fracture morphologies at 800 ℃.( a) global f eature;( b) local featu re ;( c) intergranular micropore 图 8 为试样断口磨平后经 4 %硝酸酒精侵蚀后 的金相组织 .SS400 钢的断口组织晶界处铁素体析 出呈网状, 此时面缩率只有 28.5 %.Q235B 钢的断 口组织中铁素体已开始在晶粒内部析出, α相数量 增多, 塑性相比 SS400 钢有所恢复, 但是晶界网状 α 相尚未完全破坏, 因此 Χ仅恢复到 35.3 %.Q345B 钢的断口组织为奥氏体淬火后得到的板条状马氏体 组织, 并可以观察到沿原奥氏体晶界的晶间裂纹, 此 时钢的面缩率也是较低的, 仅有 28.1 %.造成该温 度下组织差异的主要原因是由于试样中 Si 、M n 含 量不同.硅为铁素体形成元素使 Ar3 温度升高, 而 锰是奥氏体形成元素使 Ar3 温度下降 .Q235B 钢与 SS400 钢锰含量相差不大, 硅含量稍高, Q235B 钢 α 相析出早, 所以 800 ℃时 Q235B 钢 α相量较多. Q345B 钢由于含锰较高, 800 ℃还处于奥氏体相区, 淬火后得到的是板条状马氏体组织. 图 9 和图 10 为试样表面夹杂物电子探针分析 结果.图 9 中夹杂物含有 Ca 、Si 和 Mg 等元素. 图 10 的夹杂物中含有大量 Ca 和 Mg , 并含有 Na 元 素, 为外来夹杂.这些晶界夹杂物粒子的存在, 加剧 第 6 期 孙彦辉等:中碳钢高温力学和冶金行为 · 711 ·

。712 北京科技大学学报 第31卷 (c) 20 um 8 um 8um 图8试样800℃时的断口金相组织.(SS400:(0235B(0345B Fig 8 Metallographic structures of fracture surfaces of samples at 800 C:(a)SS400;(b)Q235B (c)Q345B (a) b 600 Mg Ca 500 0 300 20 100 Fe 0 10 25 um EkeV 图9断口表面夹杂物形貌(a)及能谱(b) Fig 9 SEM image (a)and energy pecrum(b)of inclusions at fracture surface (b) 1000 Fe 800 600-0 2001 Mg Fe 0 100um EkeV 图10断口品界夹杂物形貌(a及能谱(b) Fig.10 SEM image(a)and energy spectrum (b)of inclusions at grain boundaries of fracture 了钢的脆性. 晶界析出物处作为应力集中源，与晶界脱开形成微 变形试样的塑性和组织表明.800℃时Q345B 孔，在晶界滑动的作用下，微孔连接形成裂纹 钢的延塑性降低是由钢在奥氏体单相区低温域的脆 (图8（©）.同时微细析出物粒子钉扎在Y晶界，阻 化造成的，而SS400和Q235B钢的延塑性降低则由 止晶界迁移，抑制钢的动态再结晶的进行.变形过 Y十α两相区钢的脆化造成. 程如能发生动态再结晶，引发的晶界迁移可将原晶 Y相低温域脆化的主要原因之一是在Y晶界 界处生成的微裂纹包围在新晶粒内，阻止裂纹的聚 AN和碳、氮化物的析出，降低了晶界的结合力，应 合、长大和延伸，改善钢的延塑性能 力作用下发生塑性变形时，晶界三叉结点和微细的 该厂生产的中碳钢薄板坯[A1%=0.02,氮含

图 8 试样800 ℃时的断口金相组织.( a) SS400;( b) Q235B;( c) Q345B Fig.8 Met allographic structures of fractu re surfaces of samples at 800 ℃:( a) S S400;( b) Q235B;( c) Q345B 图 9 断口表面夹杂物形貌( a) 及能谱( b) Fig.9 SEM image ( a) and energy spectrum ( b) of inclusions at fracture surf ace 图 10 断口晶界夹杂物形貌( a) 及能谱( b) Fig.10 SEM image ( a) and energy spectrum (b) of inclusions at grain boundaries of fracture 了钢的脆性. 变形试样的塑性和组织表明, 800 ℃时 Q345B 钢的延塑性降低是由钢在奥氏体单相区低温域的脆 化造成的, 而 SS400 和 Q235B 钢的延塑性降低则由 γ+α两相区钢的脆化造成. γ相低温域脆化的主要原因之一是在 γ晶界 AlN 和碳 、氮化物的析出, 降低了晶界的结合力, 应 力作用下发生塑性变形时, 晶界三叉结点和微细的 晶界析出物处作为应力集中源, 与晶界脱开形成微 孔, 在 晶界滑动 的作用 下, 微孔连 接形成 裂纹 ( 图 8( c) ) .同时微细析出物粒子钉扎在 γ晶界, 阻 止晶界迁移, 抑制钢的动态再结晶的进行 .变形过 程如能发生动态再结晶, 引发的晶界迁移可将原晶 界处生成的微裂纹包围在新晶粒内, 阻止裂纹的聚 合 、长大和延伸, 改善钢的延塑性能[ 4] . 该厂生产的中碳钢薄板坯[ Al %] =0.02, 氮含 · 712 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷

第6期 孙彦辉等：中碳钢高温力学和冶金行为 ·713。 量N%较高可达0.06以上，根据A」与[N的平 细小AN析出造成连铸坯的塑性损失. 衡关系式g[A1%[N%=-6770/T+1.037, (3)在凝固温度附近，Q235B裂纹敏感性高：在 AN的平衡析出温度为1094℃.在本实验中当温 低温脆性区Q345B裂纹敏感性高于其他两钢号. 度低于1100℃时试样的塑性并没有明显下降.这 (4在顶弯、矫直时板坯温度应该控制在 是因为通常情况下AN在奥氏体中沉淀析出是相 850℃以上，避开低温脆性温区，避免或减少裂纹的 当缓慢的10，且本实验连续冷却至800℃保温，在 发生率。 800C以上时AN没有足够的时间析出，即使有少 量的AN析出，也会由于动态再结晶而不会造成显 参考文献 著的塑性降低.当800℃等温变形时，AN析出速 率快（许多对AIN析出动力学的研究得出，AN析 I]Yun W X,Dong H X,Yuan G L.Study on mechanical perfor 出最快的温度均在800℃左右13)，且AIN析出 mance of medium-carbon steel at high temperature and its applica tion in continuous casting.Steelmaking,1999,15(1):28 受到形变诱导，所以将有大量AN粒子析出.由于 (袁伟霞，董汉雄.袁桂莲.中碳钢高温力学性能研究及在连铸 凝固结构中奥氏体晶界一般为最后凝固的富溶质 生产中的应用.炼钢，1999.15(1)：28) 区，因此AN将优先在晶界析出. [2 Wang X J.CaiK K.Dang Z J.ct al.Study on mechanical per (Y十α)两相区产生脆化的原因在于沿Y晶界铁 formance of med um-carbon steel at high temperatue.JUniv Sci Technd Beijing,1992,14(1):28 素体α相析出（图8(ab).在这一温度区域，a相强 (王学杰，蔡开科，党紫九，等.中碳钢的高温力学行为.北京科 度大约只是Y相的1/4，在应力作用下变形将主要 技大学学报，1992,14(1)：28) 集中在沿Y晶界分布的α相中.当应力超过晶界α [3 Cai KK.Casting and Solidification.Beijing:Metallurgical In- 相所能承受的强度时，在α相中便会生成空洞，空洞 dustry Press,1987 聚合长大最后发展成裂纹.尤其当晶界处存在夹杂 (蔡开科.浇注与凝固.北京：治金工业出版社，1987) [4 Suzukl M.Suzukl M.Chonghee Yu,et al In-situ measu mement 物或Nb、A1和V等的析出物时，使得晶界上的粒子 of fracture strength of solidifying steel shells to predict upper limit 处应力、应变进一步集中，导致沿晶脆性断裂.该区 of casting speed in continuus caster with oscilating mold.IS 域钢的脆化与Y晶界析出的α相形态、尺寸有关，α 1n1,1997.37(4):375 相呈细薄网膜状时（图8(a),脆化最为严重1， [5 Konishi J.Militzer M.Brimacombe JK,ct al.Modeling the for 以上分析表明，低温脆性区钢的脆化的两个主 mation of longitudinal facial cracks during continuous casting of 要原因是晶界沉淀相AN和奥氏体晶界网状铁素 hypoperitectic steel.Metall Mater Trans B.2002.33:413 [6 Suzuki H.Nishimura S.Imamuma J.et al.Hot ductility in steels 体的析出. in the temperature range betw een 900C and 600 C:Related to 铸坯在700~900℃脆化是连铸坯产生表面裂 the transverse facial cnacks in the cont inuously cast slabs.Tetsu- 纹（尤其是横裂纹）的根本原因.因此，为避免横裂 1o-Hagane.,1981,67(8):1180 纹萌生，在生产上应采取如下措施：()铸坯弯曲、 [7]Irvine K J.Pickering F B.Gladman T.Grair refined C-Mn 矫直要避开低塑性的温度区域：(2)合适的二冷强 steels.J Iron Steel Inst,1967.205(2):161 度，使铸坯纵向和横向温度均匀：(3)控制钢中的 [8 GladmanT,Pickering F B.Grairrcoarsening of austenite.J fron Steel1nd,1967,205(6:653 [A,和N]含量. [9 Gladmnan T.Mclvor I D.Pickering F B.Effect of carbide and ni- tride part icles on the recrystallization of ferrite.J Iron Steel Inst, 3结论 1971,2094):380 (1)在1×103s应变速率下，SS400、Q235B [10 Gladman T.Grain refinement in multiple micmalloyed steels 和Q345B钢存在两个脆性温度区，即凝固脆性区 HS LA Steels:Prodssing,Properties and App lications.Pern- sylvania The Minerak,Metals and Materials Society(TMS). Tm~1310℃和低温脆性区850~725℃；在1350~ 1992 825℃及700℃以下温度区间试样呈现出良好的塑 11]Michel J P,Jonas JJ.Precipitation kinetics and solute strength- 性，断面收缩率在60%以上：试样温度降低至900℃ ening in high temperature austenites containing Al and N.Acta (SS400为850℃后，随着温度的降低，试样的Ψ Maal,198L,29:513 值迅速下降，在800○时Y值最低 12]Liu Y C.Study on Control and Effect of Nitrogen and Alu- m inum in TSCR Dissertation.Beijing:Uriversity of Science (2)产生凝固脆性区的原因主要是高温下枝晶 and Tech mlogy Beijing.2007 间富集溶质液相而导致的枝晶间脆性.产生低温脆 (刘阳春.薄板坯连铸连轧流程氮、铝的控制及作用研究学位 性区的原因主要是奥氏体晶界出现铁素体薄膜以及 论.北京：北京科技大学，2007)

量[ N %] 较高可达 0.06 以上, 根据[ Al] 与[ N] 的平 衡关系式 lg [ Al%] [ N %] =-6 770/ T +1.03 [ 7] , AlN 的平衡析出温度为 1 094 ℃.在本实验中当温 度低于 1 100 ℃时试样的塑性并没有明显下降.这 是因为通常情况下 AlN 在奥氏体中沉淀析出是相 当缓慢的[ 8-10] , 且本实验连续冷却至 800 ℃保温, 在 800 ℃以上时 AlN 没有足够的时间析出, 即使有少 量的 AlN 析出, 也会由于动态再结晶而不会造成显 著的塑性降低.当 800 ℃等温变形时, AlN 析出速 率快( 许多对 AlN 析出动力学的研究得出, AlN 析 出最快的温度均在 800 ℃左右 [ 11-12] ) , 且 AlN 析出 受到形变诱导, 所以将有大量 AlN 粒子析出 .由于 凝固结构中奥氏体晶界一般为最后凝固的富溶质 区, 因此 AlN 将优先在晶界析出. (γ+α) 两相区产生脆化的原因在于沿 γ晶界铁 素体α相析出( 图8( a, b) ) .在这一温度区域,α相强 度大约只是 γ相的 1/4, 在应力作用下变形将主要 集中在沿 γ晶界分布的 α相中.当应力超过晶界 α 相所能承受的强度时, 在 α相中便会生成空洞, 空洞 聚合长大最后发展成裂纹 .尤其当晶界处存在夹杂 物或 Nb 、Al 和 V 等的析出物时, 使得晶界上的粒子 处应力 、应变进一步集中, 导致沿晶脆性断裂 .该区 域钢的脆化与 γ晶界析出的 α相形态 、尺寸有关, α 相呈细薄网膜状时( 图 8( a) ) , 脆化最为严重 [ 4] . 以上分析表明, 低温脆性区钢的脆化的两个主 要原因是晶界沉淀相 AlN 和奥氏体晶界网状铁素 体的析出 . 铸坯在 700 ～ 900 ℃脆化是连铸坯产生表面裂 纹( 尤其是横裂纹) 的根本原因.因此, 为避免横裂 纹萌生, 在生产上应采取如下措施:( 1) 铸坯弯曲 、 矫直要避开低塑性的温度区域 ;( 2) 合适的二冷强 度, 使铸坯纵向和横向温度均匀;( 3) 控制钢中的 [ Al] s 和[ N] 含量. 3 结论 ( 1) 在 1 ×10 -3 s -1应变速率下, SS400 、Q235B 和 Q345B 钢存在两个脆性温度区, 即凝固脆性区 T m ～ 1 310 ℃和低温脆性区 850 ～ 725 ℃;在1 350 ～ 825 ℃及 700 ℃以下温度区间试样呈现出良好的塑 性, 断面收缩率在60 %以上;试样温度降低至 900 ℃ (SS400 为 850 ℃) 后, 随着温度的降低, 试样的 Χ 值迅速下降, 在 800 ℃时 Χ值最低 . ( 2) 产生凝固脆性区的原因主要是高温下枝晶 间富集溶质液相而导致的枝晶间脆性 .产生低温脆 性区的原因主要是奥氏体晶界出现铁素体薄膜以及 细小AlN 析出造成连铸坯的塑性损失 . ( 3) 在凝固温度附近, Q235B 裂纹敏感性高 ;在 低温脆性区 Q345B 裂纹敏感性高于其他两钢号. ( 4) 在顶 弯、矫直时 板坯温 度应该 控制在 850 ℃以上, 避开低温脆性温区, 避免或减少裂纹的 发生率 . 参 考 文 献 [ 1] Yuan W X, Dong H X, Yuan G L .Study on mechanical perf or￾mance of medium-carbon steel at high t emperature and its applica￾tion in continuous casting .S teelmaking, 1999, 15( 1) :28 ( 袁伟霞, 董汉雄, 袁桂莲.中碳钢高温力学性能研究及在连铸 生产中的应用.炼钢, 1999, 15( 1) :28) [ 2] Wang X J, Cai K K, Dang Z J, et al.Study on mechanical per￾formance of medium-carbon st eel at high temperature .J Un iv Sci Technol Beijing , 1992, 14( 1) :28 ( 王学杰, 蔡开科, 党紫九, 等.中碳钢的高温力学行为.北京科 技大学学报, 1992, 14(1) :28) [ 3] Cai K K .Casting and Solidification.Beijing :Metallurgical In￾dustry Press, 1987 ( 蔡开科.浇注与凝固.北京:冶金工业出版社, 1987) [ 4] Suzukl M , Suzukl M, Chonghee Yu, et al.In-situ measu rement of fracture strength of solidif ying steel shells t o predict upper limit of casting speed in continuous caster w ith oscillating mold.IS IJ In t, 1997, 37( 4) :375 [ 5] Konishi J, Militzer M, Brimacombe J K, et al.Modeling the f or￾mation of longitudinal f acial cracks during continuous casting of hypoperit ectic steel.Metall Mater Trans B , 2002, 33:413 [ 6] Suzuki H, Nishimura S , Imamu ra J, et al.Hot ductility in steels in the temperature range betw een 900 ℃ and 600 ℃:Related t o the transverse f acial cracks in the continuously cast slabs.Tetsu￾to-Hagane, 1981, 67( 8) :1180 [ 7] Irvine K J, Pickering F B, Gladman T .Grain-refined C-M n steels.J Iron S teel Inst, 1967, 205( 2) :161 [ 8] Gladman T , Pickering F B .Grain-coarsening of austenite .J Iron S teel Inst , 1967, 205( 6) :653 [ 9] Gladman T, Mclvor I D, Pickering F B .Effect of carbide and ni￾tride particles on the recrystallization of ferrite.J Iron S teel Inst , 1971, 209( 4) :380 [ 10] Gladman T .Grain refinement in multiple microalloyed steels ∥ HS LA S teels:Processing , Properties an d App lications .Penn￾sylvania:The Minerals, Met als and Mat erials S ociety ( TMS ) , 1992 [ 11] Michel J P, Jonas J J.Precipitation kinetics and solut e strength￾ening in high t emperature austenites cont aining Al and N .Acta Metall, 1981, 29:513 [ 12] Liu Y C .S tudy on Control and E ff ect of Nitrogen and Alu￾m inu m in TSCR [ Dissert ation] .Beijing :Uni versit y of S cience and Tech nology Beijing, 2007 ( 刘阳春.薄板坯连铸连轧流程氮、铝的控制及作用研究[ 学位 论文] .北京:北京科技大学, 2007) 第 6 期 孙彦辉等:中碳钢高温力学和冶金行为 · 713 ·