中碳钢的高温力学行为

D0I:10.13374/i.is8nm1001-053x.1992.01.022 第14卷第1期 北京科技大学学报 Vol,14 No.1 1992年1月 Journal of University of Science and Technofogy Beijing Jan,1992 中碳钢的高温力学行为 王学杰·蔡开科·党紫九”刘“青·王光迪· 摘要：借助G1ccb1c1500热模拟试验机，测试了45钢自凝固点至600℃温温度范围内 的强度和塑性变化规律，并就加热方式、应变速率、冷却速度等因素对凝固温度区、奥氏体 区和r·a相变区的强度和塑在的影响进行了研究，还对3个区形成裂纹的机理进行了初步 探讨。 关健词：高温强度，高温塑性，裂纹敏感性，中碳钢 On Mechanical Behaviour at High Temperature for Carbon Steel Wang Xuechen Cai Kaike Dang Zijion Wang Guangdi. ABSTRACT:The rules of stength and ductility for 45 steel under temperature range from solidus to 600C were measured by a thermal stress/strain simulator Gleeble 1500.The influence of thermal history,strain rate and cooling rate on strength and ductility at solidifying region,Austenitic region and y->a re- gion was studied.The mechanism of cracking in these three regions was inve- stigated, KEY WORDS:strength at high temperature,ductility at high tempenature,crack sensitivity,carbon steel 1990-11-02收到初稿，1991-03-03收到修改稿 ·北京科技大学(University of Science and Techaology Beijing) ··天谁特殊钢厂(Tianjin Special Ssecl Work) +参加试验工作的还有吴娜和张艳同志 28

第 卷第 期 1 4 i 年 月 1 1 9 9 2 北 京 J u r a o n l o U f n i s r v e y t i 科 技 大 o S f e i e e e n 学 学 报 a n d T e e h o n f o y B g e i j i n g V o l 。 峨 1 N o 。 i J a n 。 1 9 9 2 中碳钢 的高温力学行为 ` 王 学杰 . 蔡 开 科 ’ 党紫九 . 刘 青 ’ 王 光迪 . ’ 摘 要 借助 : G l 。 e b l e 。。热模拟试验机 s l , 侧试了 45 钢自凝 固点至 6 0 ℃ 沮温度范围 内 的强度和塑性变化规律 , 并就加热方式 、 应变 速率 、 冷却速度等因素对 凝固温度 区 、 奥 氏体 区和 r , a 相变 区的强度和塑 性的影 响进 行了 研究 , 还 对 3 个区 形成 裂纹的机理进 行了初步 探 讨 。 关健词 : 高温张度 , 高温塑性 , 裂纹敏 感性 , 中碳 钢 o n M e e h a n i e a l B e h a v i o u r a t H i g h T e m Pe r a t u r e f o r C a r b o n S t e e l 、 咬 牙 a n 夕 X “ e c h e n , C a i K a `舟e , D a n 夕 Z i j i o n . 平 a n 夕 G “ a n 夕 d `二 A B S T R A C T : T h e r u l e s o f s t e n g t h a n d d u e t i li t y f o r 4 5 s t e e l u n d e r t e 址 p e r a t u r e r a n g e f r o m s o l i d u s t o 6 0 0 “ C w e r e m e a s u r e d b y a t h e r m a l s t r e s s / s t r a i n s i m u l a t o r G l e e b l e 1 5 0 0 . T h e i n f l u e l e e o f t h e r fn a l h i s t o r y , s t r a i n r a t e a n d e o o li n g r a t e o n s t r e n g t h a n d d 以 e t i li t jr a t s o li d i f y i n g r e g i o n , A u s t e n i t i e r e g i o 几 a n d 夕` a r e - 9 i o n w a s s t 住 d i e d 。 T h e m e e il a n i s m o f c r a e k i n g i n t h e s e t h r e e r e g i o n s w a s i n v e - s t i g a t e d 。 K EY W O R D S : s t r e n g t h a t h i g h t e m p e r a t u r e , d u e t i li t y a t h i g h t e m p e n a t u r e , c r a c k s e n s i t i v i t y , e a r b o n s t e e l 1 99 0 一 1 1 一 0 2收到初稿 , 1 9 0 1 一 0 5 一 0 3 收到修 改稿 北京科技大学 ( U n i v e r s i t y o f s e i e n e e a n d T e c h n o l o g y B e i l i n g ) 天津特殊钢厂 ( T i a o j i n S P e e i a l S s e e l w o r k ) 十 参加 试脸工作的还有吴 娜和张 艳 同志 2 8 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 1992. 01. 022

从结晶器拉出来的带液芯的坯壳，进人二次喷水冷却区边运行边凝固，形成了一个很长 的锥形的液相穴。这个凝固过程可看成是沿固液交界面把液相变成为固相的加工过程。 在这个加工过程中，正在凝固的坯壳受到外界应力的作用（如热应力、弯曲矫直力、摩 擦力等)，当施加于坯壳上的应力超过了钢的高温允许强度和变形量时，就在凝固前沿产生 裂纹，并在二冷区继续扩展。 据统计，造成连铸坯废品的各类缺陷中有50%来自于裂纹。凝固坯壳的裂纹可以在连铸 机内不同的区域中产生，裂纹形状各异，形成原因极其复杂，受设备、凝固条件和工艺操作 等因素的制钧。但上述诸因素只是凝固坯壳产生裂纹的外部条件，而最本质的因素是钢在高 温下的力学行为。因此，只有充分认识钢在凝固冷却过程中坯壳高温力学行为的变化规律， 在设备设计和工艺操作上采取正确的对策，才是防止铸坯产生裂纹的有效方法。 随着连铸技术的发展，不少研究者在实验室内使用Gleeble和Iastron等热模拟试验机， 对碳钢和不锈钢的高温塑性和强度及其影响因素进行了测试研究，所得结果对改进工艺和提 高连铸坯质量起了重要的指导作用1-7)。 本文研究了45钢在凝固冷却过程中的塑性和强度的变化规律。 1研究方法 1.1试样制取 从工厂热轧材上取样，加工成中10mm×12mm的试样，钢种为45钢，其化学成分(%) 门 为：C0.46,Si0,29,Mn0.68,P0.035,S0.028,Cr0.046,Ni0.04,Cu0.16。 1,2试验方法 使用Gleeble--1500热力学模拟试验机，进行拉伸试验时采用3种加热制度： (1)将试样以10℃/s均温区(10mm)加热至熔化，保温1min,然后以1.5℃/s冷却到指 定温度，保温30s,拉伸至断裂。 (2)将试样以10℃/s加热到1350℃，保温1min,然后以1.5℃/s冷却到指定温度，保温 60s，拉伸至断裂。 (3)将试样以10℃/s加热到所规定的试验温度，保温30s,拉伸至断裂。 试样高温区的中心与表面温度差<I0℃，加热过程中充A气保护，防止试样表面氧化。 1.3数据处理 (1)断面收缩率R·A%:用试样拉断前后的断面收缩率作为评价高温塑性能力的指标。 (2)抗拉强度¤。：由拉伸过程中计算机绘制的力一时间曲线上采集试样承受的最大载荷 除以原始面积而得。 2研究结果与讨论 2,1钢凝固温度区域力学性能（熔点~1300℃） 零强度温度T8。和零塑性温度T。是衡量材料高温行为的重要参数。T:。表征固液界面 29

从结 晶器拉出来的带液芯的坯壳 , 进人二 次喷水冷却区边运行 边凝固 , 形成了一个很长 的锥形 的液相穴 。 这个凝 固过程可 看 成是 沿固液交界面把 液相变成 为 固相 的加工 过程 。 在这个加工过程 中 , 正在凝 固 的坯壳受到 外界应 力 的作用 ( 如 热应力 、 弯曲矫直 力 、 摩 擦力等 ) , 当施加 于坯壳上的应 力 超 过了钢 的高温 允许强 度和变 形量 时 , 就在 凝固前沿 产生 裂纹 , 并在 二冷 区继续扩展 。 据统计 , 造 成 连铸坯 废品的各 类 缺陷 中有 50 % 来 自于裂纹 。 凝固坯壳 的裂纹可 以在连铸 机 内不 同的区域 中产生 , 裂纹 形状 各异 , 形 成原因 极其复杂 , 受 设备 、 凝 固条件和工艺操作 等因素的制约 。 但上述诸因素只是 凝 固坯壳 产生裂 纹的外部 条件 , 而最 本质的 因素是 钢在高 温下的 力 学行为 。 因此 , 只有充分 认识 钢在凝 固冷却过程 中还壳高温力学行 为的变化规律 , 在设备设 计和 工艺操作上采 取正 确 的对策 , 才是防 止铸坯 产生 裂纹的 有效方法 。 随着连铸 技术的 发展 , 不 少研 究 者在 实验室 内使用 G l e e b le 和 I n s t r o n 等热 模拟试验机 , 对碳钢和不锈钢 的高温塑性和强 度及其影响 因素进 行了测试研 究 , 所得结果对 改进工艺和 提 高连铸 坯质 量起了重 要 的指导作用 〔 ’ 一 7 ’ 。 本文研究了 45 钢在 凝固冷却过程 中的塑性和 强 度 的变化规 律 。 1 研 究 方 法 1 。 1 试样 制取 从工厂 热轧材上取样 , 加 工 成功10 m o X 12 m m 的试样 , 钢 种为45 钢 , 其化学成分 ( % ) 为 : C O 。 46 , 5 1 0 . 2 9 , M n 0 . 6 8 , P 0 . 0 3 5 , 5 0 . 0 2 a , C r 0 . 0 4 6 , N i o 。 0 4 , C t 0 . 1 6 。 1 。 2 试验 方 法 使用 G le 。 bl 。 一 1 5 0 0热力学模拟 试验机 , 进行拉伸试验时采 用 3 种加 热制度 : ( 1 ) 将试样以 10 ℃ s/ 均 温 区 ( 10 m m ) 加 热至 熔化 , 保温 l o in , 然 后 以 1 . 5 ℃ s/ 冷却 到 指 定温度 , 保温 3 0 5 , 拉伸至 断裂 。 ( 2) 将试样以10 ℃ s/ 加 热到 1 3 5。 ℃ , 保温 l m in , 然后 以 l 。 5 ℃ sj 冷却到指定温度 , 保温 60 5 , 拉伸至断裂 。 ( 3) 将试样以 10 ℃ s/ 加热到所规定的试验温度 , 保温 3 0 5 , 拉伸至 断裂 。 试样高温 区的中心与表面温 度差 < 10 ℃ , 加 热过程 中充 A r 气保护 , 防 止试样表 面氧化 。 1 。 3 数据 处 理 (1 ) 断 面收缩 率R . A % : 用试 样拉断前后的断面收缩率作为 评价高温 塑性能力 的指标 。 (2 ) 抗拉强度 a b : 由拉伸过程中计 算机绘制的 力一时 间曲 线上 采集试样承 受的 最大载 荷 除 以原始 面积 而得 。 2 研究结果 与讨论 2 。 1 钢凝 固温 度区域 力 学性 能 (熔点 ~ 13 0 0 ℃ ) 零强度温度 T 。 。 和零塑性温度 T 。 。 是衡量材料高温行 为 的 重要参数 。 T 。 。 表征 固液界面 2 9

刚凝固的金属开始具有抵抗外力作用的温度，而T。。表征已凝固的金属开始具有抵抗变形能 力的温度。 % 如图1所示，试验测定T8。=1410℃，而 TD。=1350℃。在T8。至TD。钢具有一定的强 度，但无抵抗塑性变形能力，是裂纹敏感区。 60 只有降至TD。温度，钢的塑性才开始急剧增 加，增强了抵抗裂纹的能力。 40 从不同温度下将试样急冷得到的金相组织 如图2.1300℃奥氏体晶界清晰（图2a),在 1350℃时有富集溶质元素（如S)的残余液相 20 包围晶界（图2b)。这与有的研究者指出的当 凝固末期残余液相约为10%时，有富集S的液 相薄膜包围树枝晶，使凝固前沿产生裂纹的观 点是一致的8。 从150mm×150mm铸坯裂纹断口金相观 30 察指出，裂纹沿树枝晶界面分布（图3a)。扫 描电镜观察到在裂纹处有第二相质点(Mn、 Fe)S呈棒状分布（图3b)。这说明富集S的 10 残余液相包围了树枝晶，降低了枝晶间的结合 1200 1300 14U 强度，增加了热脆性，导致凝固前沿产生裂 T/℃ 纹。 图1强度、塑性与温度关系 Fig,I Relation between strength and 2.2奥氏体区力学性能（1300一900℃) ductility and temperatures 45钢在1300~900℃温度区间的强度和塑 a）1500 15 图2试样的金相组织 Fig.2 Metallographical structure of the sample 性如图4。此温度区正是钢的热加工区，R·A值均大于60%以上，钢具有良好的塑性变形的 能力。 30

刚凝固的金属开 始具有抵 抗外 力作用的温 度 , 力 的温度 。 如 图 1 所示 , 试 验测定 T 。 。 = 1 4 1 。℃ , 而 T D 。 二 1 3 5。 ℃ 。 在 T 。 。 至 T D 。 钢具有一定 的强 度 , 但无抵抗塑 性变 形能力 , 是裂纹 敏感区 。 只有降至 T D 。 温度 , 钢 的塑性才开 始 急 剧 增 加 , 增 强 了抵 抗裂 纹 的能 力 。 从不 同温度下 将试样急冷 得到 的 金相 组织 而 T 。 。 表征 已凝 固的金属开 始具有抵抗 变形能 如 图 2 。 1 3 0 0 ℃ 奥 氏 体晶 界清晰 ( 图 Z a ) , 在 1 3 5 0 ℃ 时 有富集溶 质元 素 ( 如 S ) 的残余液相 包围 晶 界 ( 图 Z b) 。 这与有的研究者指 出的当 凝 固末期残余 液相 约 为 10 %时 , 有富集 S 的液 相薄膜包围 树枝 晶 , 使 凝 固前沿产生 裂 纹的观 点是一 致的 〔 吕 ’ 。 从 1 5 o m m x i s o m m 铸坯裂 纹 断 口金相 观 察指出 , 裂纹 沿树枝晶 界面分布 ( 图a3 ) 。 扫 描电镜观 察到在 裂纹处有 第二相 质点 ( M n 、 F e ) S 呈 棒状分 布 ( 图 3 b) 。 这 说 明富集 S 的 残余液相包围 了树枝晶 , 降低了枝晶间的结 合 强度 , 增加了 热脆性 , 导致凝固前 沿 产 生 裂 纹 。 2 . 2 奥氏体区 力学性能 ( 13 0 0一 3 0 ℃ ) 4 5 钢在 1 3 0。 ~ 90 0 ℃ 温 度区 间的强度和 塑 · 举一 丫 策 认 1 2 0 0 { 多0门 1 自口口 T 厂 ’ C 图 1 强度 、 塑性与温度关系 F 19 . 1 R e l a r i o n b e t w e e n s t r e n g t h a n d d u e t i l i t y a n d t e m P e r a t u r e s 图 2 试样的金相组织 F 19 . 2 M e t a l l o g r a P h i e a l s t r u e t u r e o f t h e o a m P l e 性如 图 4 。 此温度区正 是钢 的热 加工 区 , .R A值均 大于 60 % 以上 , 钢具有 良好 的塑性变 形的 能 力

图3晶界析出物照片 Fig.3 Precipitation particles in grain boundary 100: 应变速率c对塑性的影胸如图5所示，在 一定的温度下，塑性随变形速率的减慢而降 低，当e>10-3/s时，变形速率对R·A值的影 啊相差不大。提高，此区塑性有所改善。 冷却速度对高温塑性的影响如图6，冷却 速度较慢时，塑性较好，脆化减轻。这可能是 冷却速度缓慢，第二相质点在晶体内沉淀，降 20 低了形变时晶界断裂的敏感性。 色=10-3/s 100 l t 0-==。101/s 40 --14-/g 1-1/s 所07, 20 20L 900 700011001200 700 00】 .1701100 12U0 T/“C T℃ 图4奥氏体区强度及塑性曲线 图5变形速率对塑性的影响 Fig.4 Relation between strengrh Fig.5 Influence of strain rate on ductility and temperature in ductility austenitic region 2.3y-→a相变区(900~600℃) 900~600℃相当于碳钢y->a相变区，强度塑性与温度关系如图7所示。当温度小于900℃ 时，45钢塑性趋向于降低。3种加热制度的R·A值相差较大，这可能与晶粒尺寸有关。试样 31

图 3 晶界 析出物照 片 F 19 . 3 p r e e i P i t a t i o n P a r t i e l e s i n g r a i n b o u n d a r y }面二 昨尹 - 一i . .口. 月. 口 口 一 应 变速率 ￡ 对 塑性 的影 响如 图 5 所示 , 在 一定的温度 下 , 塑性 随变形速率 的 减 慢 而降 低 , 当“ > 1 0 ’ “ s/ 时 , 变形速率 对 R · A 值的影 响 相差 不大 。 提高 ￡ , 此 区塑性有所 改善 。 冷 却速 度对 高温 塑性 的影响 如图 6 , 冷却 速 度较慢时 , 塑性较好 , 脆 化减轻 。 这可 能是 冷 却速 度缓 慢 , 第二相 质点在 晶体内沉淀 , 降 低 了形 变时 晶 界断 裂的敏 感性 。 已口 乙矛 自口 2 O _ 、 . ` { _ … 咬短下二厂一 一 } . 阅￡士、 牢权 、 刘 ) { . 、 一 ! 灸派 , ” ` 之港象 … O 一 一 - 一 】口 0 一 · 一 · 一 飞口 1 ;资 ;庄主… 1 。全\勺q 7 0 0 已日口 l ]口 { l 口口 1 之日0 T / 。 C 图 4 奥 氏体区 强度及 塑性曲线 F 19 . 4 R e l a t i o n b e t w e e n s t r e n g r h d u e t i l i t y a n d t e m P e r a t u r e i n a u s t e n i t i C r e g i o n 了 / 。巳 图 5 变 形速率对 塑性 的影 响 F 19 . 5 I n f l u e n c e o f S t r a i n r a t e o 几 d u e t i l i t y 2 . 3 夕一卜 a 相 变 区 ( 9 0 0一 6 0 0 ℃ ) 9 0 一 6 0 0 ℃ 相 当于碳 钢夕 ) a 相变 区 , 强度塑性 与温 度关系如图 7 所示 。 当温度小 于 9 0 ℃ 时 , 45 钢塑 性趋 向于降低 。 3 种 加热制度的 R · A 值相差 较大 , 这可 能与 晶 粒尺寸有 关 。 试样 3 1

在800℃谇火急冷得到的晶粒尺寸评级为：榕化后再冷却为1级，加热到1350℃再冷却为3 级，直接加热为5级。加热制度不同导致晶粒大小的差异。晶粒尺寸越细，塑性就越好。 在此温度区，变形速率越小，塑性明显下 100 降（图8）。冷却速度缓慢，在一定程度上可 以改善塑性。冷却速度加大，低塑性的温度区 80 (R·A<40%)展宽（图9）。 800℃急冷断口清晰（图10a),在应力作 60 用下，晶界析出物（图10b)成为空洞的形核 源，空洞扩展并聚集成裂纹，最后导致断裂。 40 100 160 60 8 120 80 20 -01.℃，s 0 0 700 90U 1U001100 1200 7U0 8: 900 T/℃ T/℃ 图6冷却速度对塑性的彩响 图7ya相变区强度、塑性与温度的关系 Fig,6 Influence of cooling rate on Fig.7 Relation betwcen strength ductility ductility and temperature in y-a region 100r= 100 80 0 (0 60 g 1550℃ 8CO'C 10 30sx- 40 20 20 10-4 10-3 10-2 10-1 100 e1s-1 700 800 900 1000 T℃ 图8变形速率对塑性能响 图9冷却速度对塑性影响 Fig.8 Influencn of strain rate Fig.9 Influence of cooling rate on on ductility ductility 32

在 8 0 ℃ 淬火 急冷得到的晶粒尺寸评级为 : 熔化后再冷却为 1 级 , 加热到 1 3 5 0 ℃ 再冷 却 为 3 级 , 直接加热为 5 级 。 加热制度不 同导致晶粒 大小的差异 。 晶粒尺寸越 细 , 塑 性 就 越好 。 在 此温度区 , 变形速率越小 , 塑性明显下 降 ( 图 8 ) 。 冷却速度缓慢 , 在一定程度上可 以改善塑性 。 冷却速度加大 , 低 塑性的温度区 ( R · A < 4 0 % ) 展 宽 ( 图 9 ) 。 80 。℃ 急冷断 口清晰 ( 图l o a ) , 在应力作 用下 , 晶 界析 出物 ( 图 l o b ) 成为 空洞 的形核 哎 源 , 空洞扩展并聚集 成裂纹 , 最后导致断裂 。 之 之。 : 二 匕_ 二二异二日 一 _ _ _ 一 一匕习 一一 …l } { 了丫 } 卜~ ~ 一一 - 一 一一 华又/ - 、 、 、 O 二 一69OLJ4 。一、, \言 7 0 0 赴 LJO , 日U l日 U。 仁 } 0口 (之已0 芝i匕毛) T / ` C 图 6 冷却 速度对塑性的影响 F 1 9 . 6 I n f l u e n e o o f e o o l i n g r a t e o n d u e t i l i t y 图 7 , , a 相变区强度 、 塑性与温 度的关系 F i g . 7 R 亡 l a t玉o n b e t w e e n s t r e n g t h d u c t i l i t y a n d t e m P e r a t u r e i n y , a r e g i o n 故 卜 匕V 苦`匕 一 ` - 1 口 } 一 1 ! 户 几 { ! 云 / s一 了 l } } Z _ { 一一 一 { } : \ \ 礴 图 8 变形速 率对塑性 影响 F i g . e I n f l u e n c n o f s t r a i n r a t e o n d u c t i l i t了 7 e已 8 0日 9 0口 1 0 0口 T / 。 C 图 9 冷却速度 对塑 性影响 F 19 . 9 I n f l u e n c e o f c o o l i几 9 r a t e o n d u c t i l i t y

同时，此温度区，也是y-→：相变区，沿奥氏体晶界有先共析的铁素体析出，a相形变能 力比y相小，当受到应力作用时形变集中于a相，变形局部集中，最后在晶界形成裂纹48)。 图10试样断口形貌(800℃) Fig.10 Morphology of sample fractur surfaoe 3结 论 (1)在凝固温度上下的Ts。和T温度区间表征了凝固前沿的裂纹敏感性。凝固前沿富 集溶质元素$的残余液相薄膜包围树枝品，裂纹沿树枝晶间产生和扩展。 (2)在奥氏体区塑性良好，R·A值均在60%以上。变形速率较高（ε>10-8/s),冷 却速度较慢(1.5℃/s)时，塑性较好。此区的脆性来自于奥氏体品界的析出物的沉淀如 (Fe,Mn)S。 (3)温度小于900℃，45钢塑性呈下降趋势，800℃左右塑性最低。变形速率<10~2/s, 塑性较差。细化晶粒、缓慢冷却有利于改善塑性。奥氏体晶界的析出物沉淀或晶界先共析铁 素体的析出是产生裂纹的内因。 参考文献 1 Adums C T,AIME Open Hearth Proceeding,54,1971,Pittsburgh,290 2 Lankford W T,Met,Trans.3,June 1972,1331. 3 Wilber G A,Batra R,Savage W F,Childs W T,Met,Trans.6A, Sept,1975,1727 4 Suzuki H G,Nishimura S,Yamaguchi S.Trans,ISIJ,1982,(2):48. 5 Weinberg F.Met.Trans.,10B,June 1979,219 6 Suzuki T.Ironmaking and Steelmaking,1988,15(2):90 7 Brimacombe J K,Sorimachi A.Met,Trans,1977,8B,489 33

同时 , 此温 度区 , 也是夕, a 相变区 , 沿奥 氏体晶界有先共析的铁素体析 出 , a 相形变能 力 比 , 相小 , 当受到应 力作 用时 形变集 中于 a 相 , 变 形局 都集中 , 最 后在 晶界形 成 裂纹 C ` , 6 , 。 图 1 0 试样断 口形貌 ( 80 0℃ ) F 1 9 . 1 0 M o r P h o l o g y o f s a m P l e f r a e t u r s u r f a o e 3 结 论 (1 ) 在凝 固温度上下 的 T 。 。 和 T D 。 温度区 间表 征了凝固前沿 的裂 纹敏感性 。 凝 固前 沿富 集溶质元素 S 的残 余液相 薄膜包围 树 枝 晶 , 裂纹沿 树枝 晶 间产生和 扩展 。 ( 2) 在奥氏 体区塑 性良好 , .R A 值均在 60 % 以上 。 变 形 速 率 较 高 ( 。 > 10 一 “ / s ) , 冷 却 速度较慢 (1 . 5 ℃ s/ ) 时 , 塑 性较好 。 此 区 的脆性来 自于奥氏 体晶界的 析 出 物 的 沉 淀 如 ( F e , M n ) S 。 ( 3) 温度小 于 90 0 ℃ , 45 钢 塑性呈下 降趋 势 , 8 0 ℃ 左 右 塑性最低 。 变 形速率 < 1 0 一 2 s/ , 塑性较差 。 细化 晶粒 、 缓慢冷却有利于 改善 塑性 。 奥氏 体晶 界的析 出物沉 淀或 晶 界先共析铁 素体的析出是产生 裂纹 的 内因 。 参 考 文 献 A d u m s C T 。 A I M E O p e n H e a r t h P r o e e e d i n g , 5 4 , 1 9 7 1 , P i t t s b u r g h , 2 9 0 L a n k f o r d W T . M e t 。 T r a n s 。 3 , J u n e 1 9 7 2 , 1 3 3 1 。 W i l b e r G A , B a t r a R , S a v a g e W F , C h i l d s W T 。 M e t 。 T r a n s 。 6 A , S e p t , 1 9 7 5 , 1 7 2 7 S u z u k i H G , N i s h i m u r a S , Y a m a g u e h i S 。 T r a n s . I S I J , 1 9 8 2 , ( 2 ) : 4 8 W e i n b e r g F . M e t . T r a n s . , i o B , J u n e 1 9 7 9 , 2 1 9 S u z u k i T 。 I r o n m a k i n g a n d S t e e lm a k i n g , 1 9 8 8 , 1 5 ( 2 ) : 9 0 B r i m a e o m b e J K , S o r i m a e h i A . M e t . T r a rl : . 1 9 7 7 , S B , 4 8 9