高碳钢连铸板坯高温力学性能

[D0I:10.13374/j.issn1001-053x.2005.05.039 第27卷第5期 北京科技大学学报 Vol.27 No.5 2005年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2005 高碳钢连铸板坯高温力学性能 王新华”朱国森”于会香”王万军) 1)北京科技大学冶金与生态工程学院，北京1000832)首钢技术研究院，北京100041 摘要采用Gleeble--1500热模拟试验机测量了高碳钢连铸板坯的高温力学性能，得到了 第【、第Ⅲ脆性温度区的温度范围，结果表明：第I脆性温度区脆化的主要原因是晶界部位 的低熔点物质在高温下首先熔化，从而导致试样沿晶界开裂：第Ⅲ脆性温度区脆化的主要原 因是在奥氏体部位析出的网状铁素体导致试样沿晶界开裂：在奥氏体单相区，由于氮化铝的 析出导致钢种的塑性恶化. 关键词氨化铝：高温力学性能：高碳钢：连铸板坯 分类号T℉777.1 在连铸技术发展过程中，提高连铸坯质量、 表1试样的化学成分（质量分数） 生产优质无缺陷的铸坯一直是冶金工作者孜孜 Table 1 Chemical composition of the samples % 以求的目标，有统计表明：在铸坯的各类缺陷中， 钢种C Si Mn P S O N AL 裂纹所占的比例在50%以上？.而钢的高温力学 A0.420.240.660.0170.0100.00150.0028<0.005 B0.430.240.630.0150.0060.00140.00220.030 性能与裂纹形成有很大的联系，决定着高温下坯 壳所能承受的临界变形的大小， 1350℃ 20世纪70年代以来，许多学者系统地研究 了钢的高温力学性能及其影响因素.但是由于 3℃+s 实验温度10-'s1 当时冶金技术的限制，所生产的钢种洁净度较 2min ∧ 10℃s 差，主要表现为钢中的氧、硫和磷含量较高， 目前，我国主要钢铁企业都在生产含碳量在 0.4%左右的高碳结构钢板坯，这些钢种的洁净度 时间/min 较高（氧含量小于0.0015%、疏含量小于0.01%）. 图1拉伸实验温度控制示意图 但此类板坯主要的质量问题是内部裂纹和中心 Fig.1 Sketch map of temperature control during tensile tests 偏析.因此，为了降低裂纹的发生率，为高碳钢板 采用扫描电镜、金相显微镜对各温度条件下 坯制定合理的冷却制度，有必要对高碳钢的高温 试样的断口形貌及其组织进行分析，得到断裂发 力学性能进行研究. 生原因. 1研究方法 2测试结果 测试试样取自于连铸板坯(1200mm~1550 2.1抗拉强度的变化 mm×230mm),试样尺寸为10mm×110mm,试样 图2为不同实验温度下实验拉断时所承受载 的化学成分见表l.高温力学性能测试在Gleeble 荷的变化情况.可见，钢种A的零强度温度在 -1500热应力/应变模拟试验机上进行.测试采用 1400℃左右，此时钢能够承受的拉伸力为零.随 图1的加热制度，试样使用氩气保护.采用断面 着温度的下降，钢开始能承受微小的拉伸力，表 收缩率表征钢的塑性，抗拉强度表征钢的强度， 现出微弱的强度，1375℃时，钢种A能够承受的 收稿日期：20040825修回日期：200410-18 强度为4.4MPa.温度进一步降低，试样的抗拉强 作者简介：王新华(1951一)，男，教授，博士 度逐渐上升.在1375~1000℃之间，抗拉强度的

第 2 7 卷 第 5 期 2 0 05 年 1 0 月 北 京 科 技 大 学 学 报 J o u rn a l o f Un vi e rs iyt o f S e ie n ec a n d eT e h . o lO yg B e ji ni g V匕l 一 2 7N 0 . 5 o tc 。 2 0 05 高碳钢连铸板坯 高温力学性能 王 新 华 ” 朱 国森 ” 于 会香 ` , 王 万 军 ” 1) 北京 科技 大学 冶金 与生态 工程 学院 , 北 京 10 0 0 83 2) 首 钢技 术研 究院 , 北京 10 0 4 摘 要 采用 lG e bl 卜巧 o 热模 拟试 验 机测量 了高碳 钢连 铸板 坯 的高温 力 学性 能 , 得 到 了 第 I 、 第 m 脆 性 温度 区 的温 度 范 围 . 结 果表 明 : 第 I 脆性 温度 区 脆 化 的主要 原 因是 晶界 部位 的低熔 点物 质在 高温 下 首先熔 化 , 从而 导致试 样 沿 晶界开裂 ; 第 m 脆 性温度 区脆 化 的主 要原 因是在 奥 氏体部 位析 出的 网状 铁素 体 导致试 样 沿晶界 开裂 ; 在奥 氏体 单相 区 , 由于氮 化铝 的 析 出导致钢 种 的塑性 恶 化 . 关键词 氮 化铝 ; 高温 力 学性 能 ; 高 碳钢 ; 连铸 板 坯 分 类号 吓 7 7 . 1 在 连铸 技 术 发展 过 程 中 , 提 高连铸 坯 质 量 、 生产优 质 无缺 陷 的铸 坯 一 直 是冶 金 工 作 者 孜孜 以求 的 目标 . 有统计 表 明 : 在 铸 坯 的各类 缺 陷中 , 裂纹 所 占 的 比例 在 5 0% 以上 `1 . 而 钢 的高 温 力学 性能 与裂纹 形成 有 很大 的联 系 , 决 定着 高温 下坯 壳所 能承 受 的临 界 变形 的大 小 . 20 世 纪 70 年代 以来 , 许 多学 者 系统 地研 究 了钢 的高温 力 学性 能及 其 影 响因素 【24] . 但 是 由于 当 时冶 金技 术 的限 制 , 所 生产 的钢 种 洁净 度 较 差 , 主要 表现 为钢 中 的氧 、 硫 和 磷含 量 较 高 . 目前 , 我 国主要 钢 铁 企业 都在 生产 含 碳量 在 .0 4% 左 右 的高碳 结构 钢 板坯 , 这 些钢 种 的洁净 度 较 高 ( 氧含 量 小 于 .0 0 01 5 % 、 硫 含 量 小于 .0 0 1% ) . 但 此类 板 坯 主 要 的质 量 问题 是 内部 裂 纹 和 中心 偏析 . 因此 , 为 了 降低 裂 纹的 发生 率 , 为高 碳钢 板 坯制 定合 理 的冷却 制度 , 有必 要对 高碳 钢 的 高温 力 学性 能进 行 研 究 . 表 1 试 样 的化学成 分 (质最 分数 ) 介b l e 1 C h e m i e a l e o m P o s ih o n o f ht e s a m P les 钢种 C 5 1 0 . 4 2 0 24 0 . 4 3 0 . 2 4 M n P S 0 . 6 6 0 . 0 1 7 0 . 0 10 0 . 6 3 0 . 0 1 5 0 0 0 6 0 . 0 0 1 5 0 . 0 0 1 4 0 . 00 2 8 0 . 00 2 2 < 0 . 00 5 0 0 3 0 AB 35 0 ℃ , ℃ ` S 乍篡含掀 尸、侧明 10 ℃ · s 一 , 时 间 /m l n 图 1 拉 伸实验 温度 控制 示惫 图 R .g 1 S ke t c h m a P o f et m p e r a tU 比 e o n t or l d u ir . g 妞 n s血 t韶 tS 采用 扫 描 电镜 、 金 相显 微 镜对 各温度 条件 下 试 样 的断 口 形貌 及其 组 织进 行分 析 , 得 到断裂 发 生 原 因 . 1 研 究方 法 测 试 试 样 取 自于 连 铸 板 坯 ( 1 2 0 ~ 1 5 50 m x 2 3 0 m ) , 试 样 尺 寸为中10 mtn x l l o m m , 试 样 的化 学 成分 见 表 1 . 高温 力 学 性 能测 试在 lG e bl e 一 15 0 热 应 力 /应变 模拟 试 验机 上 进 行 . 测试 采用 图 1 的加热 制 度 , 试 样 使用 氢 气保 护 . 采 用 断 面 收缩 率表 征 钢 的塑 性 , 抗 拉 强度 表 征钢 的强度 . 收稿日期 : 20 0车刁 8 es 2 5 修 回 日期 : 2 0 0今1-0 18 作者简介 : 王 新 华 ( 19 51 一) , 男 , 教授 , 博 士 2 测 试 结 果 .2 1 抗 拉 强度 的 变化 图2 为不 同 实验温 度下 实验 拉 断时所 承 受载 荷 的变 化 情 况 . 可 见 , 钢种 A 的零 强 度 温度 在 1 4 0 0 ℃ 左 右 , 此 时钢 能够 承受 的拉伸 力 为零 . 随 着温 度 的下 降 , 钢 开始 能承 受 微 小 的拉 伸力 , 表 现 出微 弱 的 强度 , 1 3 7 5 ℃ 时 , 钢 种 A 能 够承 受 的 强度 为 .4 4 M P a . 温度 进 一 步 降低 , 试 样 的抗 拉 强 度 逐渐 上升 . 在 1 3 75 一 1 0 0 ℃ 之 间 , 抗 拉 强度 的 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2005. 05. 039

◆546· 北京科技大学学报 2005年第5期 提高比较平缓，1000℃时试样的抗拉强度为29.3 100 MPa.温度低于1000℃时，试样的抗拉强度急剧 80 。0a00g060 AL<0.005%dP 上升，700℃时的抗拉强度为134.2MPa.钢种B的 60 gAL-0.03% 零强度温度在1410℃左右，1375℃时，试样能够 0 承受的强度为6.1MPa.在1375~1000℃之间，抗 ●钢种A 20 口钢种B 拉强度的提高比较平缓，1000℃时试样的抗拉强 度为30.7MPa.温度低于1000℃时，试样的抗拉 600 750 9001050120013501500 强度急剧上升，700℃时的抗拉强度为118.5MPa. 温度/℃ 由图2可见，钢种B的零强度温度附近的强 图3 高碳钢试样断面收缩率随温度的变化 度要略好于钢种A,其主要原因是钢种B的S和 Fig.3 Variation of area reduction with temperature for high car- P元素的含量较钢种A的低.在1350-750℃之间， bon steel 钢种A和钢种B抗拉强度的差别很小，当温度低 判定依据，钢从熔点到600℃之间存在3个脆性 于725℃时，钢种A的抗拉强度比钢种B的高15 温度区，其中第Ⅱ脆性温度区只在应变速率大于 MPa,这是钢种A中的N含量比钢种B高的缘故. l0-2s时出现.而B.Mint忆等的研究表明，当w 150 <40%时，铸坯表面裂纹的发生率将大大增加.如 120 ● 以<40%作为判据，钢种A的第I脆性温度区为 。钢种A 1350~1375℃，第ⅢI脆性温度区为775~750℃：钢 90 ● ●钢种B 种B的第I脆性温度区为1350-1375℃，第Ⅲ脆 60 t 性温度区为800-725℃. g·+◆●●级 3分析讨论 600 750 9001050120013501500 3.1第I脆性温度区的脆化原因 温度℃ 在1350℃以上时，钢种A和B的强度和塑性 图1高碳钢试样抗拉强度随温度的变化 Fig.2 Change in tensile strength with temperature for high car- 都很差.主要原因是晶界熔点较低，高温下晶界 bon steel 首先熔化，当试样承受拉伸应力时，试样沿晶界 开裂被拉断.图4为钢种A和B在1375℃试样断 2.2断面收缩率Ψ的变化 口的扫描电镜照片.可见，由于试样拉断后是 图3为不同实验温度下断面收缩率的变化情 用冰水混合物激冷的，所以在晶粒的边界上存 况.可见，钢种A的零塑性温度在1375℃左右， 在颜色发亮的液膜，试样的断口呈现沿晶断裂的 此时钢的断面收缩率y0.随着温度降低，钢能够 形貌. 承受的变形增加，1350℃时，Ψ为18%.当温度低 3.2第Ⅲ脆性温度区的脆化原因 于1350℃时，钢的塑性迅速上升，1300℃时，w增 在800~725℃，钢种A和B的塑性都很差，主 加到83%.在1300~850%之间，钢具有非常好的 要原因是在该温度下晶界的奥氏体会形成铁素 塑性，w在80%以上，最高达95.2%.当温度低于 体薄膜，而铁素体的强度只有奥氏体强度的14， 850℃时，随着温度下降，钢的塑性恶化，w值逐渐 所以应力会集中在铁素体薄膜上.当拉伸应力超 下降.在750℃时，y值达到最低，为31.7%.随着 过铁素体强度极限时，试样就会断裂.B.Mintz1 温度继续降低，钢的塑性有所增加，700℃时，w为 的研究表明：在奥氏体十铁素体两相区内，钢的 44.9%. 延塑性降低程度与沿奥氏体晶界析出的铁素体 钢种B的零塑性温度在1375℃左右，1350℃ 相网膜的厚度有关，当铁素体相网膜的厚度为20 时，Ψ为5.6%.在1300-900℃之间，钢的塑性很 山m时，钢的延塑性降低最为显著.图5为钢种A 好，9在80%以上，最高达94.1%.当温度低于 和B在750℃试样断口的金相组织照片.可见，试 900℃时，随着温度下降，钢的塑性恶化，”值逐渐 样的金相组织为马氏体+十铁素体组织，由于试样 下降.在750℃时，w值达到最低，为29%.随着温 拉断后是用冰水混合物激冷的，所以高温下试样 度继续降低，钢的塑性增加，700℃时，Ψ为54%. 的组织为奥氏体十铁素体组织，这就表明在 铃木洋夫等的研究表明4，如以<60%作为 750℃时，奥氏体晶界处有铁素体析出

北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 5 年 第 5期 提 高 比较 平缓 , 1 0 0 ℃ 时 试样 的抗拉 强度 为 29 . 3 M P a . 温 度低 于 1 00 ℃ 时 , 试 样 的抗 拉强 度 急剧 上 升 , 7 0 ℃ 时 的抗 拉 强度 为 134 2 M P a . 钢种 B 的 零 强度 温 度 在 1 41 0 ℃ 左 右 , 1 37 5 ℃ 时 , 试 样 能够 承 受 的强 度 为 6 . I M P a . 在 1 3 75 一 1 0 0 0 ℃ 之 间 , 抗 拉 强度 的提 高 比 较平 缓 , 1 0 0 ℃ 时试 样 的抗 拉强 度 为 30 .7 M P a . 温 度 低 于 1 0 0 ℃ 时 , 试 样 的抗 拉 强 度 急剧 上升 , 7 0 ℃ 时的抗 拉强 度 为 118 . 5 M P a . 由图 2 可见 , 钢种 B 的 零强 度温 度 附近 的强 度 要略 好 于钢 种 A , 其主 要 原 因是钢 种 B 的 S 和 P 元素 的含 量较 钢种 A 的低 . 在 1 3 5 0一 750 ℃ 之 间 , 钢 种 A 和 钢种 B 抗 拉 强度 的差别 很 小 . 当温度 低 于 72 5 ℃ 时 , 钢 种 A 的抗 拉 强度 比 钢 种 B 的高 巧 M P a , 这 是钢 种 A 中的 N 含 量 比钢 种 B 高 的缘 故 . 10 0 1 。 。 阳 1 产 , 。 。 。 一。 。 日 O U r _ _ _ _ _ _ ., ` J I A 七< U . U U S% 口 一 .a A L=0 .0 3% 口 口 . 钢种 A 口 钢种 B 、岁洛 卜 僻鳄邻阿每 0 1一 6 00 7 5 0 9 0 0 1 0 5 0 1 2 0() 温 度 /℃ 1 5 0() 图 3 高碳钢试 样 断面收 缩率随温 度 的变化 F ig . 3 Va iar 如 n of . 溉 比d u比 。 . w 妞七妞口 p e 口 t l 作 fo r 卜褚h , 卜 b o n s t改 l 令 . 令 气 礴 、 。 钢种 A . 钢种 B 判定 依 据 , 钢 从熔点 到 6 0 ℃ 之 间存 在 3 个 脆性 温 度 区 , 其 中第 n 脆性温 度 区只 在应 变 速率大 于 1-0 , s 一 , 时 出现 . 而 B . Min tz 等 口, 的研 究表 明 , 当尹 4< 0% 时 , 铸 坯 表面 裂 纹 的发 生 率将 大 大增 加 . 如 以衅4 0 % 作 为判 据 , 钢种 A 的第 I 脆性温 度 区 为 1 3 5小 1 3 75 ℃ , 第 1 脆性温度 区 为 7 7 5~ 7 5 0 oC ; 钢 种 B 的第 I 脆性 温度 区 为 1 3 50 一 1 3 7 5 ℃ , 第 m 脆 性 温度 区 为 80 0一 725 ℃ . 山理乏目侧卿栩撼 . 人 ` . . 0 匕一一一一一` 一一一一 … 一 一一一一 6 0 0 7 50 9 0 0 1 0 50 1 2 0 0 1 3 5 0 1 5 0 0 温 度 /℃ 图 2 高 碳钢 试样抗 拉 强度随 温度 的变 化 F i.g Z C 卜a n ge in et n , U e , t比 n gt h w i th et m P e ar ut 碑 fo r 七i沙 e a r - b o n 吕之拙 . .2 2 断面 收缩 率少的 变 化 图 3 为不 同实验 温度 下 断面 收缩 率 的变化情 况 . 可见 , 钢 种 A 的零 塑 性温度在 1 37 5 ℃ 左 右 , 此 时钢 的 断面收 缩 率厂0 . 随着 温度 降低 , 钢 能够 承 受 的变 形 增加 , 1 3 50 ℃ 时 , 尹为 18 % . 当温 度低 于 1 3 50 ℃ 时 , 钢 的塑性 迅 速 上升 , 1 3 0 ℃ 时 , 尹增 加到 83 % . 在 1 3 0 -0 8 50 % 之 间 , 钢 具 有 非常 好 的 塑 性 , 少在 80 % 以上 , 最 高 达 95 2 % . 当温 度 低于 85 0 ℃ 时 , 随着温度 下 降 , 钢 的塑性 恶化 , 尹值 逐渐 下 降 . 在 7 5 0 ℃ 时 , 少值达 到 最低 , 为 31 . 7% . 随着 温 度 继续 降低 , 钢 的 塑性 有所 增加 , 7 0 ℃ 时 , 少为 4.4 9% . 钢 种 B 的零 塑 性温 度 在 1 3 7 5 ℃ 左 右 , 13 50 ℃ 时 , 少为 5 . 6% . 在 1 3 0 0~9 0 0 ℃ 之 间 , 钢 的塑 性很 好 , 尹在 80 % 以上 , 最 高达 94 . 1% . 当温 度 低 于 90 0℃ 时 , 随着温度 下 降 , 钢 的塑 性恶 化 , 尹值 逐渐 下 降 . 在 7 50 ℃ 时 , 尹值 达 到最 低 , 为 29 % . 随着 温 度 继 续 降低 , 钢 的塑性 增 加 , 7 0 ℃ 时 , 少为 54 % . 铃 木洋 夫 等 的研 究表 明`州 , 如 以衅60 % 作为 3 分 析讨论 .3 1 第 I 脆性 温度 区的 脆 化原 因 在 1 3 5 0 ℃ 以上 时 , 钢 种 A 和 B 的 强度 和塑 性 都 很 差 . 主 要 原 因是 晶界熔 点较 低 , 高温 下 晶界 首 先熔化 , 当 试样 承 受 拉伸 应力 时 , 试 样 沿 晶界 开 裂被 拉 断 . 图 4 为 钢 种 A 和 B 在 1 3 7 5℃ 试 样 断 口 的 扫 描 电镜 照 片 . 可 见 , 由于 试样 拉 断后 是 用 冰 水 混合 物 激 冷 的 , 所 以在 晶粒 的边 界 上 存 在颜色 发亮 的 液膜 , 试 样 的 断 口 呈 现 沿 晶断裂 的 形貌 . .3 2 第 m 脆性温 度 区的脆 化 原 因 在 8 0 一7 25 ℃ , 钢 种 A 和 B 的塑 性 都很差 . 主 要 原 因 是在 该 温 度 下 晶 界 的 奥 氏体会 形 成 铁 素 体薄 膜 , 而铁 素体 的强度 只 有 奥 氏体 强度 的 14/ , 所 以应 力会 集 中在 铁素 体薄 膜上 , 当拉 伸应 力超 过铁 素 体 强度 极 限 时 , 试样 就 会 断裂 . B . M in tZ 侈, 的研究 表 明 : 在 奥 氏体 + 铁 素 体两 相 区 内 , 钢 的 延 塑 性 降低 程 度 与 沿 奥 氏体 晶界 析 出 的铁 素体 相 网膜 的厚度 有 关 , 当铁 素体 相 网 膜 的厚度 为 20 林m 时 , 钢 的延 塑性 降低 最 为显 著 . 图 5 为钢 种 A 和 B 在 7 50 ℃ 试 样断 口 的金相 组 织 照 片 . 可见 , 试 样 的金 相 组织 为 马 氏体 + 铁 素体 组织 , 由于 试样 拉断后 是 用冰 水 混合 物激 冷 的 , 所 以高温下 试样 的 组 织 为 奥 氏 体 + 铁 素 体 组 织 , 这 就 表 明在 75 0 ℃ 时 , 奥 氏 体 晶 界处 有 铁 素体 析 出 . n ù甘On on ō、é ù ,山O产 6 ,ú、 山卫d.皿

Vol.27 No.5 王新华等：高碳钢连铸板还高温力学性能 ·547· 3.3酸溶铝的影响 奥氏体单相区，氮化铝在奥氏体晶界析出后，会 文献[7,8]的研究表明：第Ⅲ脆性温度区可分 降低奥氏体晶界的结合能，在应力作用下，微细 为奥氏体单相区的脆化和奥氏体十铁素体两相 的氨化铝作为应力集中的源点，与晶界脱开形成 区的脆化.在奥氏体单相区，钢的脆化主要是受 微孔，微孔连接长大就形成了裂纹：而且微细的 S的影响，当富铁的硫化物(Fe,Mn)S在奥氏体晶 氮化铝粒子钉扎在奥氏体晶界，阻挠晶界移动， 界析出时会恶化钢种的塑性.在本研究中由于钢 抑制钢的动态再结晶的进行，也就相对恶化了钢 种A和B的硫含量很低，且锰硫比均大于60（钢 的塑性. 种A为66，钢种B为105)，所以两个钢种在奥氏 3.4高碳钢高温力学性能的实际应用 体单相区的塑性都较好.但是，在900~800℃之 由图3可知，低硫高碳钢的第Ⅲ脆性区的范 间，钢种A的塑性要好于钢种B.其主要原因是 围很窄，温度在800~725℃之间.因此，在浇铸板 钢种B的酸溶铝含量高于钢种A,钢种B中会 坯时可以采用如下二冷策略：从高温侧避开第Ⅲ 有氨化铝析出.文献[9]的研究表明，氨化铝析出 脆性区以防止表面裂纹的前提下，尽量采用强的 的化学反应可以由下式来表示，其中温度的单位 冷却方式，以减少内部裂纹和偏析等缺陷.国内 为K. 某厂在采用强冷却方式生产后，矫直区铸坯表面 [A+N,-(AN).1g[%AII%N=-8140+2.74. 温度为850℃，避开了高碳钢的第Ⅲ脆性区.铸坯 T 将钢种B的酸溶铝和氮含量代入可知，氮化 内部裂纹的发生率降低为1.5%，中心线碳的偏析 铝的析出温度为903℃，该温度下，试样应该处于 指数降为1.05，显著改善了俦坯的内部质量. (b) 图41375℃下试样A(a以，B(b)断口的扫描电镜照片 Fig.4 SEMs of fracture surface for high carbon steels A(a)and B(b)tested at 1 375'C 0.05mm 0.1mm 图5750℃下试样A(a),B(b)断口的金相组织照片 Fig.5 Microstruetures of high carbon steels A(a)and B(b)fractured at 750C 4结论 度区为775~750℃：钢种B的第I脆性温度区为 1350-1375℃，第Ⅲ脆性温度区为800-725℃. (1)低硫高碳钢的第Ⅲ脆性区的范围很窄，适 (3)高碳钢第I脆性温度区脆化的原因是晶 合采用冷却强度较大的二冷方式来组织生产. 界部位的低熔点物质在高温下首先熔化，导致试 (2)在103s应变速率下，高碳钢连铸板坯在 样沿晶界开裂，第Ⅲ脆性温度区脆化的原因是奥 凝固温度~600℃之间存在两个脆性温度区，钢A 氏体晶界部位析出的网状铁素体导致试样沿晶 的第I脆性温度区为1350~1375℃，第Ⅲ脆性温 界开裂

V d l . 2 7 N o . 5 王 新华 等 : 高碳钢 连 铸板 坯高 温 力学性 能 . 5 4 7 - .3 3 酸 溶铝 的 影 响 文 献 7[ , 8] 的研究 表 明 : 第 m 脆性 温度 区可分 为奥 氏体 单相 区 的脆 化 和 奥 氏体 + 铁 素 体 两相 区 的脆化 . 在 奥 氏体 单相 区 , 钢 的脆 化主 要 是受 S 的影 响 , 当富铁 的硫 化 物 ( F e , M n ) S 在奥 氏 体 晶 界析 出时会 恶化 钢种 的塑性 . 在 本研 究 中 由于钢 种 A 和 B 的硫含 量 很 低 , 且 锰硫 比 均 大 于 6 0( 钢 种 A 为 6 6 , 钢 种 B 为 10 5) , 所 以两个 钢 种 在奥 氏 体 单相 区 的塑 性 都较 好 . 但 是 , 在 90 -0 8 0 ℃ 之 间 , 钢 种 A 的 塑性 要好 于 钢 种 B . 其 主 要 原 因是 钢 种 B 的 酸溶 铝含 量 高 于钢 种 A , 钢 种 B 中会 有 氮化 铝析 出 . 文献 [9] 的研 究 表 明 , 氮 化铝 析 出 的化 学反 应 可 以 由下 式来 表示 , 其 中温 度 的单 位 为 K . 〔A ll l+ , l。 、 ) . 19〔% A ll「0, N〕一黔 2 · 74 . 将 钢 种 B 的酸 溶铝 和氮 含 量代 入 可 知 , 氮 化 铝 的析 出温 度 为 9 03 ℃ . 该温 度 下 , 试样 应 该处 于 奥 氏 体 单相 区 , 氮化 铝 在 奥 氏 体 晶界 析 出后 , 会 降低 奥 氏体 晶界 的 结合 能 , 在 应 力作 用 下 , 微 细 的氮 化铝 作 为应 力集 中 的源 点 , 与 晶界脱 开形 成 微 孔 , 微 孔连 接 长大 就 形 成 了裂 纹 ; 而 且微 细 的 氮化 铝 粒 子钉 扎在 奥 氏体 晶界 , 阻挠 晶 界移 动 , 抑制 钢 的动态 再 结 晶的进行 , 也就 相对 恶 化 了钢 的塑 性 . .3 4 高 碳钢 高温 力学 性 能 的实 际 应 用 由图 3 可知 , 低硫 高碳 钢 的第 1 脆 性 区 的范 围很 窄 , 温度 在 8 0 一7 25 ℃ 之 间 . 因此 , 在 浇铸 板 坯 时可 以采 用 如下 二冷 策略 : 从高温 侧 避开 第 m 脆 性 区 以防止 表面 裂纹 的前 提 下 , 尽量 采用 强 的 冷却 方式 , 以减 少 内部裂 纹 和偏 析 等缺 陷 . 国 内 某 厂在 采用 强冷 却 方式 生产 后 , 矫直 区 铸 坯表 面 温 度 为 8 50 ℃ , 避 开 了高 碳钢 的第 m 脆 性 区 . 铸 坯 内部裂 纹 的发 生率 降低 为 1 . 5% , 中心线 碳 的偏析 指 数 降 为 1 . 05 , 显著 改 善 了铸 坯 的 内部 质量 . 图 4 1 3 , 5℃ 下 试样 A a( ) , B 伪)断 口 的扫描 电镜 照 片 F i.g 4 S E M , o f far tC u作 , u far e e fo r 卜啥h e a r b o n s t e e 肠 A ( a ) a n d B ( b ) tes t ed a t l 3 7 5 ,C 图 5 75 0℃ 下试样 A ( a ) , B (b ) 断口 的 金相组 织 照片 R g . 5 M i e or s tr u c tU 代5 o f h ig h c a r b o n s t e ls A ( a ) a . d B 伪) 介 . e tU er d a t 75 0 ,C 4 结 论 ( 1)低硫 高碳 钢 的第 1 脆 性 区 的范 围很 窄 , 适 合采 用 冷却 强度 较 大 的二 冷 方式 来 组织 生 产 . (2 )在 10 一 , s 一 ,应变 速 率 下 , 高碳 钢 连铸 板 坯 在 凝 固温度一6 0 ℃ 之 间存 在 两个 脆 性温 度 区 , 钢 A 的第 I 脆性 温度 区为 1 35 0一 1 3 7 5 ℃ , 第 m 脆 性温 度 区 为 7 75 一7 50 ℃ ; 钢 种 B 的第 I 脆性 温度 区为 1 3 50一 1 3 7 5 oC , 第 m 脆 性 温度 区为 8 0 0一7 2 5 ℃ . (3) 高碳 钢第 I 脆 性 温 度 区脆 化 的原 因是 晶 界 部位 的低 熔 点物 质在 高温 下 首先 熔化 , 导致 试 样 沿 晶界 开裂 , 第 1 脆 性温 度 区脆 化 的原 因是 奥 氏体 晶 界 部位 析 出 的 网状 铁 素体 导致 试 样 沿 晶 界 开裂

·548· 北京科技大学学报 2005年第5期 (4)氮化铝在奥氏体晶界的析出会恶化高碳 (14):2038 钢在奥氏体单相区的塑性. [5]Suzuki H G,Nishimura S,Imamura J.Hot ductility in steels in the temperature range between 900 and 600C.Tetsu-to- Hagane,1981,67(8):1180 参考文献 [6]Mintz B,Abu-Shosha R,Shake M.Influence of deformation in- [】葬开科，党紫久.连铸钢高温力学性能。北京科技大学学 duced ferrite,grain boundary sliding,and dynamic recrystalliza- 报，1993,15（增刊）：52 tion on hot ductility of 0.1%0.75%C steels.Mater Sci Technol, [2]Won Y M,Kim K H,Yeo T J.Effect of cooling rate on ZST,LIT 1993,9:907 and ZDT of carbon steel near melting point.ISIJ Int,1998,38 [7]Seol D J,Won Y M,Yeo T J.High temperature deformation be- (10:1093 havior of carbon steel in the austenite and 6-ferrite regions.ISIJ [3]Mintz B.The influence of composition on the hot ductility of Int1999,391:91 steels and the problem of transverse cracking.ISIJ Int,1999,39 [8]Mintz B,Mohamed Z.Influence of manganese and sulphur on (9):833 hot ductility of steels heated directly to temperature.Mater Sci [4]Suzuki HG,Nishimura S,Yamaguchi S.Characteristics of Em- Technol,1989,5(7)1212 brittlement in Steels above 600'C.Tetsu-to-Hagane,1979,65 [9]制钢反应的推荐平衡值.日本学术振兴会，昭和59年.174 High temperature properties of continuous casting high carbon steels WANG Xinhua,ZHU Guosen,YU Huixiang",WANG Wanjun, 1)Metallurgical and Ecological Engineering School,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Shougang Research Institute of Technology,Beijing 100041,China ABSTRACT High temperature properties of continuous casting high carbon steels were measured by tensile tests with a Gleeble 1500 system and two embrittlement temperature regions of region I and region III were found.The results indicated that the cause of embrittlement in region I was the existence of liquid film along dendritic inter- faces,and the embrittlement in region III was caused by precipitation of proeutectoid ferrite film along austenite gra- in boundary.AlN precipitation at the full austenite grain boundary would worsen the ductility of the steels KEY WORDS aluminium nitride;high temperature properties;high carbon steel;continuously cast slab

54 8 北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 5 年 第 5 期 (4 ) 氮化 铝 在奥 氏 体 晶 界 的析 出会 恶 化 高碳 钢在 奥 氏体单 相 区 的塑 性 . 考 文 献 蔡开 科 , 党紫 久 . 连铸钢 高温 力学 性能 . 北京 科技 大学 学 报 , 19 3 , 15 (增刊 ) : 5 2 认七n Y M , K 」. K H , eY o T J . E fe e t o f e o 】i n g r a t e o n Z S T, L叮 阳 d Z D T o f e abr o n set e l n e ar me 1ti n g P o int . I S I J I n t , 19 9 8 , 3 8 ( 10 ) : 10 9 3 M l n t z B . T h e i n fl u e cn e o f e o m P 0 s it ion o n hte h ot d u c t i l ity o f s te e l s an d hte Pm b l e m o f tr a n s v e rs e c r a c ik gn . I S U nI t, 19 99 , 3 9 ( 9 ) : 8 3 3 S u z u k l H G , N i s h比 Du 了a s , b m a g u c ih 5 . C h a r a e t e ir s it e s o f Em - ibr t l e m e n t in S te e l s ab o v e 6 0 0 ,C . 介妞 u -Ot . H a ga n e , 19 7 9 , 6 5 ( 14 ) : 2 0 3 8 [ 5 ] S u z u ik H G , N i s h im ur a S , lm am aur J . H ot d u c t iil ty in s t e e l s i n hte te m pe ar tU 正 r an g e be tw e en 90 0 an d 60 0 ℃ . 介加 u . t o . H a ga n e , 19 8 1 , 6 7( 8 ) : 1 18 0 6[ 」 M in tz B , A b-u S ho s ha R, S加止 e M . l n月 uen ce of de of n 刀 a百on in - du ce d fe ir et , 乎出 n ob nU ds 卿 isl di n g , an d d犯坦m l c 扮` 斗日回 U. . ti on on h o t d u c ti l iyt o f o . 1% ~ 0 . 7 5% C s t e e l s . M a et r S e i 孔 e 血. 0 1 , 19 3 , 9 : 9 0 7 [7 ] S e o l D J , W b n Y M , 、 七。 T J . 比gh t e m pe r a tU 正 de of rm a tion be - h a v i or o f e ar b o n s ot e l in ht e aus t e n ite an d j 一 fe ir te 花 g i ons . I S I J I n t, 19 9 9 , 3 9 ( l ) : 9 1 [8 ] M i n tz B , M o ha 叨e d Z . l n fl uen e e o f 们。a n g aD e s e an d s ul P h ur on b o t du ict lity of s吮15 he ate d d i肥 c t ly ot t e m pe r a tU 此 . M a te r st i eT c h n ul , 19 8 9 , 5 ( 7) : 12 12 9[ 】制钢 反应 的推荐平 衡值 . 日本 学术振 兴会 , 昭和 59 年 . 174 川参2[] 【3 ] 4[ ] H i g h et m P e r a ot er P or P e irt e s o f c o n t i n u o u s c a s t in g hi g h e ar b o n s et e l s 环“ 刃G Xi n加 a , ), Z仔 U G u os e n , ), YU uH 抚 ia 馆 , ), 环又 N G 肠’nju n , , l ) M e at] 】u glr e al aD d E e o l o ig c al 2 ) S h o u g a n g eR s e眼 h nI s it tU t e E n g l n e e n n g S e h o l , U vm e rs ity Of s e i cen e an d eT e hn o l o gy B e ij in g , B e ij igl l 0() 0 8 3 , C ih n a of eT c ho o l o g 丫 B e ij ign 10 04 1 , C场 n a A B S T R A C T H ihg t e m P e r a ut 花 POr P e 币 e s o f e o n it n uo us c a s it n g hi hg e ar b o n s et e l s w e犯 m e as 眠d b y t e n s il e t e s t s w i ht a G l e e b l e 15 0 0 s y s et m an d wt o em b ir t l em e nt t e m P e r a ot 比 m g i o n s o f 雌i o n I an d er ig on l w峨 fo un d . hT e 化s u it s l n d i c at e d ht a t ht e e an s e o f e m b ir t l e m ent in 花g in n 1 w a s het e x i s t e n c e o f liqu id if lnr al o ng d en dr it i e in t e -r fa c e s , an d ht e e m b ir t l e m e in i n er g i o n 1 w as cau s e d b y P二 e iP iat i o n o f P or e u et c t o i d fe irt et if lm a l o n g an s t e n iet gr a - in b o u n d田孚 . A 创 p er c iPl at t i o n at ht e fu ll au s t e n iet gr a i n b o un d ayr w ou l d w o sr e n ht e du e it li yt o f ht e s et e l s . K E Y W O R D S a l u m i n i um n itr de ; hi hg t e m P e ar ot 比 p or P e rt i e ;s hi hg c ar b on set el ; c o n t i n u o u s ly c as t sl ab