D01:10.133741.is9m1001053x.2009.04.003 第31卷第4期 北京科技大学学报 Vol.31 No.4 2009年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2009 Cu、As和Sn对低合金钢连铸坯第脆性区的影响 耿明山1王新华》张炯明D王万军D肖寄光2) 1)北京科技大学治金与生态工程学院北京1000832)广东省韶关钢铁集团有限公司技术研究中心韶关512123 摘要为了研究残余元素Cu,As和Sn对钢高温延塑性的影响.采用Gleeble一1500热模拟试验机测试了含有一定量Cu,As 和S低合金钢连铸坯的高温延塑性，得到了低合金钢第Ⅲ脆性温度区在920~730℃之间.结果表明：第Ⅲ脆性温度区脆化 的主要原因是奥氏体单相区低温域钢中C、As和S等残余元素在奥氏体晶界的偏聚削弱晶界结合能导致试样沿晶脆性断 裂：奥氏体和铁素体两相区在原奥氏体晶界析出的网状铁素体导致试样沿晶开裂.钢中的C、As和S元素增加第Ⅲ脆性温 度区的宽度和脆性凹槽的深度，同时提高第Ⅲ脆性温度区的上限临界温度. 关键词低合金钢：残余元素：高温延塑性：脆性温度区 分类号TF777.1 Effect of Cu.As and Sn on the low ductility region I of low alloy steel continuous casting slabs GENG Ming-shan',WANG Xin-hua”,ZHANGJiong-ming'”,WANG Wan-jun》,XAOi-gumg2》 1)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and T echnology Beijing.Beijng 100083.China 2)R D Center of Ergineering and Technology,Shaoguan Iron and Steel Group Co.Ltd.,Shaoguan 512123 China ABSTRACT Toinv estigate the effect of residual elements Cu.As and Sn on the hot ductility of steels,the hot ductility of low alloy steel continuous casting slabe containing some Cu As and Sn was measured by tensile tests with a Gleeble-1500 tensile test machine. It is found that the low ducility region Ill is between 920 and 730 C.Embrittlement in the wegion Illis caused by Cu As and Sn segregation along the austenite intergranular in the austenite single-phase low-temperature range which w eakens the binding energy of the intergranular and induces brittle fracture along the intergranular the precipitation of proeutectoid fernite film along the austenite intergranular in the austenite and ferrite twophases range inducesintergranular cracks.Cu.As and Sn in the steel increase the width and depth of the low ductility region IlI and enhance its upper limit critical temperature. KEY WORDS low alloy steel residual elements;hot ductility;low ductility region 随着钢铁工业的快速发展和用户对钢材质量要对钢的高温延塑性已有很多研究，但对同时含有 求的不断提高，钢中残余有害元素导致连铸坯和钢 Cu、As和Sn低合金钢高温延塑性目前还缺乏系统 材性能恶化的问题引起国际钢铁界的高度重视.钢 研究.笔者采用Gleeble一I500热模拟机对低合金钢 中的残余元素是指不是有目的特意加入的、在炼钢 高温延塑性进行测试，根据试样断口分析了测试钢 过程中难以全部或无法去除的、对钢材性能有危害 种的高温脆性行为 作用的、含量较低（其质量分数可能是微量 1实验材料和方法 (0.01%~1.00%),也可能是痕量（不大于 0.01%))的元素.铜、砷、锡和锑等元素与钢材表面 试样取自韶关钢铁集团有限公司生产的低合金 热脆的关系曾有许多报道习.连铸坯表面质量和 连铸坯，尺寸为中10mm×120mm的圆棒，化学成分 内部裂纹缺陷与钢的高温延塑性有密切关系，尽管 见表1.利用Gleeble-一1500热模拟机进行高温拉伸 收稿日期：200805-13 作者简介：耿明山(1979-，男.博士研究生：王新华(1951一)，男.教授.博士生导师，E-mail:w angxinhua(@VIR.sohu.cmm
Cu 、As 和 Sn 对低合金钢连铸坯第 Ⅲ脆性区的影响 耿明山1) 王新华1) 张炯明1) 王万军1) 肖寄光2) 1)北京科技大学冶金与生态工程学院, 北京 100083 2)广东省韶关钢铁集团有限公司技术研究中心, 韶关 512123 摘 要 为了研究残余元素 Cu 、As 和 Sn 对钢高温延塑性的影响, 采用 Gleeble-1500 热模拟试验机测试了含有一定量 Cu 、As 和 Sn 低合金钢连铸坯的高温延塑性, 得到了低合金钢第Ⅲ脆性温度区在 920 ～ 730 ℃之间.结果表明:第Ⅲ 脆性温度区脆化 的主要原因是奥氏体单相区低温域钢中 Cu 、As 和 Sn 等残余元素在奥氏体晶界的偏聚削弱晶界结合能, 导致试样沿晶脆性断 裂;奥氏体和铁素体两相区在原奥氏体晶界析出的网状铁素体导致试样沿晶开裂.钢中的 Cu 、As 和 Sn 元素增加第Ⅲ脆性温 度区的宽度和脆性凹槽的深度, 同时提高第Ⅲ 脆性温度区的上限临界温度. 关键词 低合金钢;残余元素;高温延塑性;脆性温度区 分类号 TF777.1 Effect of Cu, As and Sn on the low ductility region Ⅲ of low alloy steel continuous casting slabs GENG Ming-shan 1) , WANG Xin-hua 1) , ZHANG Jiong-ming 1) , WANG Wan-jun 1) , X IAO Ji-guang 2) 1)School of Met allurgical and Ecologi cal Engineering , University of Science and T echnology Beijing , Beijing 100083 , China 2)R &D Cent er of Engineering and Technology , Shaoguan Iron and S teel Group Co .Ltd., Shaoguan 512123 , China ABSTRACT To inv estigate the effect of residual elements Cu , As and Sn on the ho t ductility of steels, the ho t ductility of low alloy steel continuous casting slabs containing some Cu, As and Sn was measured by tensile tests with a Gleeble-1500 tensile test machine. It is found that the low ductility regio n Ⅲ is between 920 and 730 ℃.Embrittlement in the region Ⅲ is caused by Cu, As and Sn seg regation along the austenite intergranular in the austenite single-phase low-temperature range , which w eakens the binding energy of the interg ranular and induces brittle fracture alo ng the interg ranular;the precipitation of proeutectoid ferrite film along the austenite interg ranular in the austenite and ferrite two-phases range inducesinterg ranular cracks.Cu , As and Sn in the steel increase the width and depth of the low ductility region Ⅲ and enhance its upper limit critical temperature. KEY WORDS low alloy steel;residual elements ;hot ductility;low ductility region 收稿日期:2008-05-13 作者简介:耿明山(1979—), 男, 博士研究生;王新华(1951—), 男, 教授, 博士生导师, E-mail:w angxinhua@VIP.sohu.com 随着钢铁工业的快速发展和用户对钢材质量要 求的不断提高, 钢中残余有害元素导致连铸坯和钢 材性能恶化的问题引起国际钢铁界的高度重视 .钢 中的残余元素是指不是有目的特意加入的、在炼钢 过程中难以全部或无法去除的 、对钢材性能有危害 作用 的、含 量 较 低 (其 质 量 分 数 可 能 是 微 量 (0.01 %～ 1.00 %), 也 可 能 是 痕 量 (不 大 于 0.01 %))的元素 .铜、砷 、锡和锑等元素与钢材表面 热脆的关系曾有许多报道[ 1-2] .连铸坯表面质量和 内部裂纹缺陷与钢的高温延塑性有密切关系, 尽管 对钢的高温延塑性已有很多研究 , 但对同时含有 Cu 、As 和 Sn 低合金钢高温延塑性目前还缺乏系统 研究 .笔者采用 Gleeble-1500 热模拟机对低合金钢 高温延塑性进行测试 , 根据试样断口分析了测试钢 种的高温脆性行为 . 1 实验材料和方法 试样取自韶关钢铁集团有限公司生产的低合金 连铸坯 ,尺寸为 10 mm ×120 mm 的圆棒 ,化学成分 见表 1 .利用 Gleeble-1500 热模拟机进行高温拉伸 第 31 卷 第 4 期 2009 年 4 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .31 No.4 Apr.2009 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2009.04.003
。434 北京科技大学学报 第31卷 测试，测试时试样室通入1L·min1的氩气，以 温度，保温2min后以1103s1的变形速率对试 10℃·s1的速度将试样升温至1350℃并保温 样进行拉伸，试样拉断后立即对拉断部位大量喷水 5min,然后以3℃·s1的速度降温（或升温）至变形 冷却以保持断口形貌. 表1钢材的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of steels % 钢种 C Si Mn Cu As Sn Cr Als N 0 含Cu.As和Sn低合金钢015036 1.40 00030019010 007 005 0020018 0.0055 00020 参考高洁净低合金钢3Q18 0391.4500040020 一 0028 00012 00016 447(6Si)+700(%P)+ 2实验结果与分析 400(%AI)+120(%As)9 (1) 21高温延塑性的变化 计算实验钢种Ae3温度为83l.99℃，根据Crow ther 图1给出实验钢种和高洁净低合金钢铸坯到断 等一7对不同碳含量钢种的检测，确定实验钢种的 面收缩率随温度变化曲线关系.在1000~975℃之 A3温度为717℃，Ae1温度为713℃. 间实验钢的断面收缩率平值略低于高洁净低合金 第脆性温度区主要由奥氏体单相区低温域脆 钢：在950~775℃之间实验低合金钢的断面收缩率 化和Y十α两相区高温域脆化9组成.奥氏体单相 明显低于相同温度下高洁净低合金钢断面收缩率. 区低温域脆化主要由Nb、V和Ti的碳、氮化物沿奥 在950~925℃之间实验钢的断面收缩率明显降低； 氏体晶界析出造成的).Y十α两相区高温域脆化 在900~800℃之间断面收缩率达到最小值21%左 是Yα转变过程中，薄膜状的铁素体优先在奥氏体 右：在800~700℃之间断面收缩率逐渐增加，塑性 晶界形成：与奥氏体相比，铁素体有相对较低的屈服 恢复：650℃时再次出现收缩率降低的趋势.Mintz 强度，易在铁素体膜上形成应力集中，导致延性破 等刂对钢高温延塑性及其对铸坯表面裂纹缺陷的 坏0.实验钢中S含量很低，Mn含量很高，尽管S 影响进行了系统的研究。提出断面收缩率值低于 在晶界偏析，与Cu、As和Sn相比，可以忽略S偏析 40%作为钢的脆性温度区判据，实验钢种第脆性 的影响；实验钢中不含Nb、V和Ti等元素，基本可 温度区为920~730℃. 以排除碳氮化物对钢的第脆性温度区的影响. 100 2.2奥氏体单相高温区和低温区显微结构和组织 90 一★一实验低合金钢 分析 80 一·一参考低合金钢 通过扫描电镜观察（如图2所示），1000~ 70 60 925℃试样断口呈典型穿晶形貌特征，900~850℃ 实验钢种计算 50 Ae,温度 试样断口呈典型沿晶脆性断裂形貌特征. 40 通过光学显微镜观察（如图3所示），1000~ 30 实验低合金钢 第Ⅲ脆性区间 925℃之间处于奥氏体高温区向低温区过渡区间， 20 实验钢种计 10 算A,温度 试样组织呈奥氏体淬火组织一板条状马氏体组织： 00 600650700750800850900 950~925℃试样晶粒尺寸明显小于900℃试样晶粒 9501000 温度/℃ 尺寸，可以确定在925℃钢中发生了动态再结晶，细 化晶粒，钢的高温延塑性提高.900~850℃之间处 图1实验钢与高洁净低合金钢铸坯断面收缩率比较 Fig.I Comparison of the reduction of area betw een experimental 于奥氏体低温区，原奥氏体晶界处存在较多的微孔， steel and clean bw alloy steel 试样组织为板条状马氏体 2.3奥氏体铁素体两相区显微结构 根据Andrew a提出的公式： 通过扫描电镜观察（如图4所示），825~800℃ Ae3=910-203(%C)A5-30(6Mn)- 之间试样呈典型沿晶脆性断裂形貌特征，775~ 15.2(%Ni)-20(%Cu)-11(%Cr)+ 750℃之间试样呈沿晶韧性断裂形貌特征
测试 , 测试时试样室通入 1 L·min -1 的氩气 , 以 10 ℃·s -1的速度 将试样升温至 1 350 ℃并 保温 5 min ,然后以 3 ℃·s -1的速度降温(或升温)至变形 温度 ,保温 2 min 后以 1 ×10 -3 s -1的变形速率对试 样进行拉伸, 试样拉断后立即对拉断部位大量喷水 冷却以保持断口形貌. 表 1 钢材的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of st eels % 钢种 C Si Mn S P Cu As Sn Cr Als N O 含Cu 、As和 Sn低合金钢 0.15 0.36 1.40 0.003 0.019 0.10 0.07 0.05 0.02 0.018 0.005 5 0.002 0 参考高洁净低合金钢[ 3] 0.18 0.39 1.45 0.004 0.020 — — — — 0.028 0.001 2 0.001 6 2 实验结果与分析 2.1 高温延塑性的变化 图1 给出实验钢种和高洁净低合金钢铸坯[ 3] 断 面收缩率随温度变化曲线关系 .在 1 000 ～ 975 ℃之 间实验钢的断面收缩率 Χ值略低于高洁净低合金 钢;在 950 ～ 775 ℃之间实验低合金钢的断面收缩率 明显低于相同温度下高洁净低合金钢断面收缩率 . 在 950 ～ 925 ℃之间实验钢的断面收缩率明显降低 ; 在 900 ～ 800 ℃之间断面收缩率达到最小值 21 %左 右;在 800 ～ 700 ℃之间断面收缩率逐渐增加 , 塑性 恢复;650 ℃时再次出现收缩率降低的趋势 .Mintz 等 [ 4] 对钢高温延塑性及其对铸坯表面裂纹缺陷的 影响进行了系统的研究, 提出断面收缩率值低于 40 %作为钢的脆性温度区判据 ,实验钢种第 Ⅲ脆性 温度区为920 ～ 730 ℃. 图 1 实验钢与高洁净低合金钢铸坯断面收缩率比较 Fig.1 Comparison of the reduction of area betw een experimental steel and clean low alloy steel 根据 Andrew a [ 5] 提出的公式 : Ae3 =910 -203(%C)0.5 -30(%M n)- 15.2(%Ni)-20(%Cu)-11(%Cr)+ 44.7(%Si)+700(%P)+ 400(%Al)+120(%As) [ 5] (1) 计算实验钢种 Ae3 温度为 831.99 ℃;根据 Crow ther 等[ 6-7] 对不同碳含量钢种的检测 , 确定实验钢种的 Ar3 温度为 717 ℃,Ae1 温度为 713 ℃. 第 Ⅲ脆性温度区主要由奥氏体单相区低温域脆 化和 γ+α两相区高温域脆化[ 8] 组成.奥氏体单相 区低温域脆化主要由 Nb 、V 和 Ti 的碳、氮化物沿奥 氏体晶界析出造成的[ 9] .γ+α两相区高温域脆化 是 γ※α转变过程中 ,薄膜状的铁素体优先在奥氏体 晶界形成;与奥氏体相比,铁素体有相对较低的屈服 强度 ,易在铁素体膜上形成应力集中, 导致延性破 坏[ 10] .实验钢中 S 含量很低 ,M n 含量很高, 尽管 S 在晶界偏析 ,与 Cu 、As 和 Sn 相比 ,可以忽略 S 偏析 的影响;实验钢中不含 Nb 、V 和 Ti 等元素 ,基本可 以排除碳氮化物对钢的第Ⅲ脆性温度区的影响 . 2.2 奥氏体单相高温区和低温区显微结构和组织 分析 通过扫描 电镜观察(如 图 2 所示), 1 000 ～ 925 ℃试样断口呈典型穿晶形貌特征 , 900 ～ 850 ℃ 试样断口呈典型沿晶脆性断裂形貌特征. 通过光学显微镜观察(如图 3 所示), 1 000 ～ 925 ℃之间处于奥氏体高温区向低温区过渡区间, 试样组织呈奥氏体淬火组织 -板条状马氏体组织; 950 ～ 925 ℃试样晶粒尺寸明显小于 900 ℃试样晶粒 尺寸 ,可以确定在 925 ℃钢中发生了动态再结晶 ,细 化晶粒 ,钢的高温延塑性提高 .900 ～ 850 ℃之间处 于奥氏体低温区, 原奥氏体晶界处存在较多的微孔, 试样组织为板条状马氏体. 2.3 奥氏体铁素体两相区显微结构 通过扫描电镜观察(如图 4 所示), 825 ～ 800 ℃ 之间试样呈典型沿晶脆性断裂形貌特征, 775 ～ 750 ℃之间试样呈沿晶韧性断裂形貌特征. · 434 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷
第4期 耿明山等：Cu.As和S如对低合金钢连铸坯第Ⅲ脆性区的影响 ·435。 (b) 200um 200m 200um 200m 2004m 200Hm 图21000-850℃试样断口形貌sEM图片.(a)1000℃，(b)950℃，(e)925℃：(d)900℃，(e)875℃，(D850℃ Fig2 SEM images of fracure surface of the specimens tensiled at1000to850℃：(a)1000℃，(b)950℃，(c)925℃：(d)900℃， (875℃(D850℃ 通过光学显微镜观察（如图5所示），825~ 2.4Cu、As和Sn等残余元素在晶界的偏聚 775℃钢的组织处于奥氏体和α铁素体两相区，铁 残余元素对钢热塑性影响己开展很多研究 素体强度大约是奥氏体强度的1/4，先共析铁素体 M at suoka等山实验表明900℃含CuSn钢断面收 在原奥氏体晶界形成网膜，变形集中在奥氏体晶界 缩率明显低于30%，不含CSn钢断面收缩率高于 的α铁素体网膜上，造成沿晶界破坏；随着温度的降 90%.Nachtrab等1？在900℃拉断试样晶界发现 低.先共析铁素体的数量逐渐增加.在775~750℃ Cu、Sn和Sb偏析，认为Cu、Sn和Sb在晶界的偏析 之间随着温度的降低奥氏体晶界处铁素体网膜向 是促进沿晶开裂的主要因素.Nagasaki等13认为 晶粒内部发展，晶粒内部发生先共析反应，减少原奥 Sn在晶界偏析降低品界的表面能，减弱晶粒间的结 氏体晶界处应力集中，钢的延塑性回升，铁素体中的 合力，阻碍晶界迁移和动态再结晶，使得晶界不能移 夹杂物等成为孔洞形成核心，孔洞长大，破裂后形成 动，只能形成晶界微孔来消除位错堆积.钢铁产品 断口形貌上观察到的韧窝.通过专业图像处理软件 中砷主要来源于铁矿石，再生生铁和废钢.砷的熔 分析，725℃试样中铁素体体积分数达到35%，断面 点800℃左右，它能够降低铜在Y中的溶解度和熔 收缩率平值达到42%，与前人研究的铁素体含量 融相熔点，熔融相向晶界渗透，破坏晶界的连续性 与断面收缩率的关系符合较好(.700℃试样组织 多种残余元素共存影响的定量分析比较困难， 为大量铁素体和少量珠光体的常温下组织. 残余元素的综合影响通过Cu当量衡量.按照公式
图 2 1 000 ～ 850 ℃试样断口形貌SEM 图片.(a)1 000 ℃;(b)950 ℃;(c)925 ℃;(d)900 ℃;(e)875 ℃;(f)850 ℃ Fig.2 SEM images of fracture surface of the specimens t ensiled at 1 000 t o 850 ℃:(a)1 000 ℃;(b)950 ℃;(c)925 ℃;(d)900 ℃; (e)875 ℃;(f)850 ℃ 通过光学显微镜观察(如图 5 所示), 825 ～ 775 ℃钢的组织处于奥氏体和 α铁素体两相区 , 铁 素体强度大约是奥氏体强度的 1/4 ,先共析铁素体 在原奥氏体晶界形成网膜, 变形集中在奥氏体晶界 的α铁素体网膜上 ,造成沿晶界破坏;随着温度的降 低,先共析铁素体的数量逐渐增加 .在 775 ～ 750 ℃ 之间随着温度的降低, 奥氏体晶界处铁素体网膜向 晶粒内部发展, 晶粒内部发生先共析反应,减少原奥 氏体晶界处应力集中 ,钢的延塑性回升 ,铁素体中的 夹杂物等成为孔洞形成核心, 孔洞长大 ,破裂后形成 断口形貌上观察到的韧窝 .通过专业图像处理软件 分析, 725 ℃试样中铁素体体积分数达到 35 %,断面 收缩率 Χ值达到 42 %, 与前人研究的铁素体含量 与断面收缩率的关系符合较好[ 6] .700 ℃试样组织 为大量铁素体和少量珠光体的常温下组织. 2.4 Cu、As 和 Sn 等残余元素在晶界的偏聚 残余元素对钢热塑性影响已开展很多研究. M atsuoka 等[ 11] 实验表明 900 ℃含 Cu -Sn 钢断面收 缩率明显低于30 %, 不含 Cu-Sn 钢断面收缩率高于 90 %.Nachtrab 等[ 12] 在 900 ℃拉断试样晶界发现 Cu 、Sn 和 Sb 偏析,认为 Cu 、Sn 和 Sb 在晶界的偏析 是促进沿晶开裂的主要因素 .Nagasaki 等[ 13] 认为 Sn 在晶界偏析降低晶界的表面能 ,减弱晶粒间的结 合力,阻碍晶界迁移和动态再结晶,使得晶界不能移 动 ,只能形成晶界微孔来消除位错堆积 .钢铁产品 中砷主要来源于铁矿石 , 再生生铁和废钢 .砷的熔 点 800 ℃左右, 它能够降低铜在 γ中的溶解度和熔 融相熔点 ,熔融相向晶界渗透, 破坏晶界的连续性. 多种残余元素共存影响的定量分析比较困难, 残余元素的综合影响通过Cu当量衡量 .按照公式 第 4 期 耿明山等:Cu、As 和 Sn 对低合金钢连铸坯第Ⅲ脆性区的影响 · 435 ·
。436 北京科技大学学报 第31卷 (a) (b) 100m 100m (C) (d) 100m 100m 100m 图31000-850℃试样断口纵截面组织.(a)1000℃：(b)950℃，(e)925℃，(dD900℃：(e)875℃，(D850℃ Fig 3 Micmographs of lorgitudinal section of the specimens tensiled at 1000 to 850 C:(a)1000 C;(b)950 C:(e)925 C;(d)900C;(e) 875℃；(D850℃ (a) (b) 200um 200um (c) (d) 200Hm 200m 图4825-750℃试样断口形貌SEM图片.(a)85℃，(b)800℃；(c)775℃：(d)750℃ Fig.4 SEM images of fracure surface of the specimens tensiled at825to750℃：(a825℃，(b)800℃，(e)775℃；(d)750℃
图 3 1 000 ～ 850 ℃试样断口纵截面组织.(a)1 000 ℃;(b)950 ℃;(c)925 ℃;(d)900 ℃;(e)875 ℃;(f)850 ℃ Fig.3 Micrographs of longitudinal section of the specimens t ensiled at 1 000 to 850 ℃:(a)1 000 ℃;(b)950 ℃;(c)925 ℃;(d)900 ℃;(e) 875 ℃;(f)850 ℃ 图 4 825 ～ 750 ℃试样断口形貌 SEM 图片.(a)825 ℃;(b)800 ℃;(c)775 ℃;(d)750 ℃ Fig.4 SEM images of fracture surf ace of the specimens tensiled at 825 t o 750 ℃:(a)825 ℃;(b)800 ℃;(c)775 ℃;(d)750 ℃ · 436 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷
第4期 耿明山等：Cu.As和S如对低合金钢连铸坯第Ⅲ脆性区的影响 ·437。 a) o0四 100呼 () (d) 100m 100四 图5825-750℃试样断口纵截面组织.(a)825℃：(b)800℃：(c)775℃：(d)750℃ Fig5 Micogaphs of longitudinal section of the specimens tensiled at825to750℃：(a)825℃，(b)800℃，(o775℃，(dD750℃ Cue=%Cu+3(%As)+8(%Sn)-%Ni,实验钢种 在900一800℃C之间，断口晶界处存在明显的Cu、As Cu当量大于0.5%，远远超过Cu当量0.2%的临 和Sn偏聚，其中As和Sn在晶界的浓度远远大于 界值. 钢基体中As和Sn的浓度.温度在750~725℃之 对断口试样能谱分析（如表2所示）表明，温度 间断口晶界CuAs和Sn的偏聚较小. 表2断口能谱分析的化学成分（质量分数） Table 2 Chemical composit ion of fracture by EDX microanalysis % 拉断温度/℃ Mn Fe Cu As Sn 900 62268 0.0000 80.5674 1.9788 0.0000 11.2269 850 28796 1.2220 88.4841 Q0000 5.2788 21354 800 00719 20393 94.5123 07687 2.6079 0.0000 750 00386 L.0855 948826 07884 1.8892 1.3157 725 00044 1.9465 969495 00000 1.0450 00546 试样在850℃拉伸至屈服后喷水冷却，加工成 3.6mm×31.7mm的圆柱，在AES的真空室条件 100 下打断，观察断口形貌为：以沿晶断裂方式为主，还 0 有少量解理断裂.检查断口的元素偏析（如图6和 -100 表3所示)，结果表明：沿晶断裂界面上有一定量C山 -200 和As的富集同时有少量Sn的富集：在解理的表 面，没有发现Cu、As和Sn的峰值.说明Cu、As和 400 Sn在晶界产生了偏聚. -500 实验钢种在920~850℃之间脆性凹槽主要是 -600 由于Cu、As和Sn在晶界偏聚，削弱晶界能量，造成 0 2004006008001000.1200 晶界裂纹.实验钢种的第脆性区的上限临界温度 电子能量leV 明显高于高洁净低合金钢种第脆性区上限临界温 图6沿品断口俄歇谱线 度，Cu、As和Sn元素是造成连铸坯第脆性区向高 Fig 6 Auger spectrum of intergranular fracture surface
图 5 825 ～ 750 ℃试样断口纵截面组织.(a)825 ℃;(b)800 ℃;(c)775 ℃;(d)750 ℃ Fig.5 Micrographs of longitudinal section of the specimens t ensiled at 825 to 750 ℃:(a)825 ℃;(b)800 ℃;(c)775 ℃;(d)750 ℃ Cueq =%Cu +3(%As)+8(%Sn)-%Ni, 实验钢种 Cu 当量大于 0.5 %, 远远超过 Cu 当量 0.2 %的临 界值 . 对断口试样能谱分析(如表 2 所示)表明, 温度 在 900 ～ 800 ℃之间,断口晶界处存在明显的 Cu 、As 和Sn 偏聚, 其中 As 和 Sn 在晶界的浓度远远大于 钢基体中 As 和 Sn 的浓度 .温度在 750 ～ 725 ℃之 间断口晶界 Cu 、As 和 Sn 的偏聚较小. 表 2 断口能谱分析的化学成分(质量分数) Table 2 Chemical composition of fracture by EDX microanalysis % 拉断温度/ ℃ S Mn Fe C u As Sn 900 6.226 8 0.000 0 80.567 4 1.978 8 0.000 0 11.226 9 850 2.879 6 1.222 0 88.484 1 0.000 0 5.278 8 2.135 4 800 0.071 9 2.039 3 94.512 3 0.768 7 2.607 9 0.000 0 750 0.038 6 1.085 5 94.882 6 0.788 4 1.889 2 1.315 7 725 0.004 4 1.946 5 96.949 5 0.000 0 1.045 0 0.054 6 试样在 850 ℃拉伸至屈服后喷水冷却, 加工成 3.6 mm ×31.7 mm 的圆柱 ,在 AES 的真空室条件 下打断,观察断口形貌为 :以沿晶断裂方式为主 , 还 有少量解理断裂.检查断口的元素偏析(如图 6 和 表 3 所示),结果表明 :沿晶断裂界面上有一定量 Cu 和As 的富集, 同时有少量 Sn 的富集;在解理的表 面, 没有发现 Cu 、As 和 Sn 的峰值, 说明 Cu 、As 和 Sn 在晶界产生了偏聚. 实验钢种在 920 ～ 850 ℃之间脆性凹槽主要是 由于 Cu 、As 和 Sn 在晶界偏聚 ,削弱晶界能量, 造成 晶界裂纹 .实验钢种的第Ⅲ脆性区的上限临界温度 明显高于高洁净低合金钢种第 Ⅲ脆性区上限临界温 度,Cu 、As 和 Sn 元素是造成连铸坯第Ⅲ脆性区向高 图 6 沿晶断口俄歇谱线 Fig.6 Auger spectrum of intergranular fracture surf ace 第 4 期 耿明山等:Cu、As 和 Sn 对低合金钢连铸坯第Ⅲ脆性区的影响 · 437 ·
。438 北京科技大学学报 第31卷 表3850℃试样断口AS分析化学成分 ductility of a C-Mn steel production from serap recyding.IS Table 3 Chemical composition of an 850C test sam ple by AES micro 1nt,2007.47(10):1518 analysis Chen R Y,Yuen W Y D.Copper enrichment behaviours of oop 质量 原子 质量 原子 percontaining steels in simulated thin-slab casting processes.IS 元素 元素 1n,2005,45(6):807 分数则%分数/% 分数/% 分数/% [3 Zhang L Z.Liu X Y.Wang X H.et al.Hat ductility of ligh pu- C 270 1022 Cu 4.20 3.01 rity 16M nR bw alloy steel CC slab./ron Stel.2001.36(12); 0 663 1883 As 7.72 4.68 51 Mn 7.56 625 Sn 1.83 0.70 (张丽珠，刘新宇，王新华，等.高洁净低合金钢16MR连铸 坯高温延塑性研究.钢铁2001,36(12)：51) Fe 69.36 5630 4 Mintz B Yue S Jonas JJ.Hot ductiity of steels and its relation- 温侧加宽延伸和塑性凹槽加深的直接原因. ship to the pmoblem of transverse cracking during continuus cast- ing Int Mater Rev,1991.36:187 3结论 [5 Andrews K W.Empirical formulae for the calcultion of some transformation temperature.J Iron Steel Inst,1965,203(7): (1)在1×103s1的变形速率下，实验低合金 721 钢在1000℃至600℃区间的第脆性温度区为 [6 Mintz B.Impotance of Ar3 temperature in controling ductility 920-730℃. and w idth of hot ductilty trough in steels and its relationship to transverse cracking.Mater Sci Technol.1996 12(2):132 (2)Cu、As和Sn等残余元素在奥氏体晶界的 7 Crowther D N.Mintz B.Influence of carbon on hot ductility of 偏聚提高了第脆性区的上限临界温度，加宽了第 stedls.Mater Sci Technol,1986 2(7):671 脆性温度区间，增加了脆性凹槽的深度. [8 Zarandi F.Yue S.The effect of boron on hot ductility of Nbrmi- (3)920~850℃实验钢种的断面收缩率很低， croalbyed steels.ISI/Int,2006.46(4):591 主要是由于Cu,As和Sn在奥氏体晶界的偏聚，降 [9 Zarandi F.Yue S.Improvement of hot ductiity in the Nbmi- croalbyed steel by high temperature defomation.Int, 低晶品界结合能造成沿晶脆性断裂：825~800℃钢的 2005.45(5):686 断面收缩率很低，主要是由于先共析铁素体形成的 10 Liu Z X.Li DZ.Lu S P,et al.Themal stability of high tem- 薄膜造成的应力集中引起沿晶脆性断裂；775~ perature defomation include ferrite in a low carbon steel IS 725℃钢的断面收缩率增加，主要是由于原奥氏体 1mk,2007.47(2):289 晶粒内部有先共析的铁素体产生，减少晶界处应力 [I1]Hideki M,Koichi0,M oriaki 0.Influence of Cu and Sn on hot 集中，断口呈沿晶塑性断裂形式. ductility of steels with various C content.ISL Int,1997,37 (3):255 [12 Nachtrab W T.Chou Y T.High temperature ductility loss in 参考文献 cadbormanganese and niobium-treat sted.Metall Trar A. [1]Calvo J.Cabrera J M,Rezaeian A.et al.Evaluation of the hot 1986.17(11):1995
表 3 850 ℃试样断口 AES 分析化学成分 Table 3 Chemical composition of an 850℃ test sam ple by AES mi croanalysis 元素 质量 分数/ % 原子 分数/ % C 2.70 10.22 O 6.63 18.83 Mn 7.56 6.25 Fe 69.36 56.30 元素 质量 分数/ % 原子 分数/ % Cu 4.20 3.01 As 7.72 4.68 Sn 1.83 0.70 温侧加宽延伸和塑性凹槽加深的直接原因. 3 结论 (1)在 1 ×10 -3 s -1的变形速率下, 实验低合金 钢在 1 000 ℃至 600 ℃区间的第 Ⅲ脆性温度区为 920 ～ 730 ℃. (2)Cu 、As 和 Sn 等残余元素在奥氏体晶界的 偏聚提高了第Ⅲ脆性区的上限临界温度, 加宽了第 Ⅲ脆性温度区间 ,增加了脆性凹槽的深度. (3)920 ～ 850 ℃实验钢种的断面收缩率很低 , 主要是由于 Cu 、As 和 Sn 在奥氏体晶界的偏聚 , 降 低晶界结合能造成沿晶脆性断裂 ;825 ～ 800 ℃钢的 断面收缩率很低 ,主要是由于先共析铁素体形成的 薄膜造成的应力集中引起沿晶脆性断裂 ;775 ～ 725 ℃钢的断面收缩率增加, 主要是由于原奥氏体 晶粒内部有先共析的铁素体产生 ,减少晶界处应力 集中 ,断口呈沿晶塑性断裂形式. 参 考 文 献 [ 1] Calvo J , Cab rera J M , Rezaeian A , et al.Evaluation of the hot ductilit y of a C-Mn steel production from scrap recycling .IS IJ In t , 2007 , 47(10):1518 [ 2] Chen R Y , Yuen W Y D.Copper enrichment behaviours of copper-cont aining steels in simulated thin-slab casting processes.IS IJ Int , 2005 , 45(6):807 [ 3] Zhang L Z , Liu X Y , Wang X H , et al.Hot ductility of hi gh purity 16M nR low alloy steel CC slab.Iron St eel , 2001 , 36(12): 51 (张丽珠, 刘新宇, 王新华, 等.高洁净低合金钢 16MnR 连铸 坯高温延塑性研究.钢铁, 2001 , 36(12):51) [ 4] Mintz B, Yue S , Jonas J J.Hot ductility of steels and its relationship t o the p roblem of transverse cracking during continuous casting.Int Mater Rev , 1991 , 36:187 [ 5] Andrew s K W.Empiri cal formulae f or the calculation of some transformation t emperature.J Iron S teel Inst , 1965 , 203(7): 721 [ 6] Mintz B .Import ance of Ar3 t emperature in controlling ductilit y and w idth of hot ductility trough in steels, and its relationship t o transverse cracking .Mater S ci Technol, 1996 , 12(2):132 [ 7] Crow ther D N , Mintz B.Influence of carbon on hot ductility of steels.Mater S ci Technol , 1986 , 2(7):671 [ 8] Zarandi F , Yue S.The effect of boron on hot ductility of Nb-microalloyed steels.IS IJ In t , 2006 , 46(4):591 [ 9] Zarandi F , Yue S .Improvement of hot ductilit y in the Nb-microalloyed st eel by high temperature def ormation.IS IJ Int , 2005 , 45(5):686 [ 10] Liu Z X , Li D Z , Lu S P , et al.Thermal stability of high temperature def ormation include ferrite in a low carbon st eel.IS IJ In t , 2007 , 47(2):289 [ 11] Hideki M , Koichi O , M oriaki O.Influence of Cu and Sn on hot ductilit y of st eels with various C content.IS IJ Int , 1997 , 37 (3):255 [ 12] Nachtrab W T , C hou Y T .High t emperature ductilit y loss in carbon-manganese and niobium-treat st eel.Metall Tra ns A , 1986 , 17(11):1995 · 438 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷
