工程科学学报，第37卷，第8期：1017-1022,2015年8月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.8:1017-1022,August 2015 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2015.08.007:http://journals..ustb.edu.cn 高铝TRIP钢的高温力学性能 闫永其，崔衡区，王征，李东侠，刘洋，赵爱民 北京科技大学治金工程研究院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:cuiheng(@usth.cdu.cn 摘要利用Gleeble235O0试验机研究汽车用C-Mn一Al系TRlP钢的高温力学性能，测定了零塑性温度和零强度温度，应用 差示扫描量热法测定其相变区间，采用扫描电镜和光学显微镜分析了不同拉伸温度对应的断口宏观形貌及断口附近组织组 成.该钢种零塑性温度和零强度温度分别为1425℃和1430℃，第I脆性区间为1400℃-熔点，第Ⅲ脆性区间为800-925℃. 第Ⅲ脆性区脆化的原因是α铁素体从γ晶界析出，试样从975℃冷却至700℃过程中，随着α铁素体析出比例的增大，断面收 缩率先减小后增大.基体铁素体比例为8.1%时(850℃)，断面收缩率降至28.9%：而拉伸温度在800℃以下时，基体α铁 素体比例超过16.7%，断面收缩率回升至38.5%以上.该钢种在1275.6℃时开始析出少量粗大的AN颗粒，但对钢的热塑 性没有影响. 关键词高强钢：高温性能：力学性能：脆性：相变 分类号TG142.12 High-temperature mechanical properties of Al-TRIP steel YAN Yong-qi,CUI Heng,WANG Zheng,LI Dong-xia,LIU Yang,ZHAO Ai-min Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:cuiheng@ustb.edu.cn ABSTRACT The high-temperature mechanical properties of Al-TRIP steel with 0.16%C,1.49%Mn and 1.35%Al,which is applied to automobiles,were investigated by using a Gleeble3500 machine.The phase transition temperature interval was measured by differential scanning calorimetry (DSC).The fractographs and microstructures near the tensile fracture of the steel at different tensile temperatures were analyzed by means of a scanning electron microscope and an optical microscope.The zero ductility temperature (ZDT)and the zero strength temperature (ZST)of the steel were measured to be 1425 C and 1430C,respectively.The brittleness temperature interval I is from 1400C to the melting point,and the brittleness temperature interval l is from 800 C to 925 C. Ferrite precipitation from austenite grain boundaries is the main cause of the presence of the brittleness temperature interval lll.With specimens cooling from 975C to 700C,the proportion of ferrite increases continuously,while the reduction of area (decreases firstly and then increases.When the proportion of ferrite reaches to 8.1%(at 850 C),the value of decreases to 28.9%:but when being stretched at 800C,the proportion of ferrite is greater than 16.7%,and the value of is more than 38.5%.A small number of AlN particles precipitate in the steel at 1275.6 C.These AlN particles are coarse,but they have no influence on the ductility of the steel. KEY WORDS high strength steel:high temperature properties:mechanical properties;brittleness:phase transitions TRIP钢，即相变诱发塑性钢(transformation- 元素，使钢在室温组织中残余少量奥氏体，残余奥氏体 induced plasticity steel),是在钢中添加Mn、Si等合金在外部载荷作用下逐渐向马氏体转变，在较长的应变 收稿日期：2014-05-20 基金项目：北京高校“青年英才计划”资助项目(YETP0411)
工程科学学报，第 37 卷，第 8 期: 1017--1022，2015 年 8 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 8: 1017--1022，August 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 08． 007; http: / /journals． ustb． edu． cn 高铝 TＲIP 钢的高温力学性能 闫永其，崔 衡，王 征，李东侠，刘 洋，赵爱民 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 通信作者，E-mail: cuiheng@ ustb． edu． cn 摘 要 利用 Gleeble3500 试验机研究汽车用 C--Mn--Al 系 TＲIP 钢的高温力学性能，测定了零塑性温度和零强度温度，应用 差示扫描量热法测定其相变区间，采用扫描电镜和光学显微镜分析了不同拉伸温度对应的断口宏观形貌及断口附近组织组 成． 该钢种零塑性温度和零强度温度分别为 1425 ℃和 1430 ℃，第Ⅰ脆性区间为 1400 ℃ ～ 熔点，第Ⅲ脆性区间为800 ～ 925 ℃ ． 第Ⅲ脆性区脆化的原因是 α 铁素体从 γ 晶界析出，试样从 975 ℃冷却至 700 ℃过程中，随着 α 铁素体析出比例的增大，断面收 缩率先减小后增大． 基体 α 铁素体比例为 8. 1% 时( 850 ℃ ) ，断面收缩率降至 28. 9% ; 而拉伸温度在 800 ℃以下时，基体 α 铁 素体比例超过 16. 7% ，断面收缩率回升至 38. 5% 以上． 该钢种在 1275. 6 ℃ 时开始析出少量粗大的 AlN 颗粒，但对钢的热塑 性没有影响． 关键词 高强钢; 高温性能; 力学性能; 脆性; 相变 分类号 TG142. 12 High-temperature mechanical properties of Al-TＲIP steel YAN Yong-qi，CUI Heng ，WANG Zheng，LI Dong-xia，LIU Yang，ZHAO Ai-min Engineering Ｒesearch Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: cuiheng@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The high-temperature mechanical properties of Al-TＲIP steel with 0. 16% C，1. 49% Mn and 1. 35% Al，which is applied to automobiles，were investigated by using a Gleeble3500 machine． The phase transition temperature interval was measured by differential scanning calorimetry ( DSC) ． The fractographs and microstructures near the tensile fracture of the steel at different tensile temperatures were analyzed by means of a scanning electron microscope and an optical microscope． The zero ductility temperature ( ZDT) and the zero strength temperature ( ZST) of the steel were measured to be 1425 ℃ and 1430 ℃，respectively． The brittleness temperature interval Ⅰ is from 1400 ℃ to the melting point，and the brittleness temperature interval Ⅲ is from 800 ℃ to 925 ℃ ． Ferrite precipitation from austenite grain boundaries is the main cause of the presence of the brittleness temperature interval Ⅲ． With specimens cooling from 975 ℃ to 700 ℃，the proportion of ferrite increases continuously，while the reduction of area ( ψ) decreases firstly and then increases． When the proportion of ferrite reaches to 8. 1% ( at 850 ℃ ) ，the value of ψ decreases to 28. 9% ; but when being stretched at 800 ℃，the proportion of ferrite is greater than 16. 7% ，and the value of ψ is more than 38. 5% ． A small number of AlN particles precipitate in the steel at 1275. 6 ℃ ． These AlN particles are coarse，but they have no influence on the ductility of the steel． KEY WOＲDS high strength steel; high temperature properties; mechanical properties; brittleness; phase transitions 收稿日期: 2014--05--20 基金项目: 北京高校“青年英才计划”资助项目( YETP0411) TＲIP 钢，即 相 变 诱 发 塑 性 钢 ( transformationinduced plasticity steel) ，是在钢中添加 Mn、Si 等合金 元素，使钢在室温组织中残余少量奥氏体，残余奥氏体 在外部载荷作用下逐渐向马氏体转变，在较长的应变
·1018… 工程科学学报，第37卷，第8期 范围内产生均匀的加工硬化特性，从而获得强度和塑 性优良的综合力学性能习.研究表明Ba,过高的Si 峰值温度 含量会恶化钢的焊接性能及热镀锌性能，A1是Si很好 加热 3 min 冷却 的替代元素，A1可以保证钢的TRP效应，同时对表面 10℃s/ 3℃. 拉伸1x103s1 性能没有明显的副作用.但A!含量的增加会使TRP 3 min 钢平衡相图中y相区减小并向高温区移动，可能 影响铸坯的高温力学性能和连铸性能。 目前高铝TRP钢已实现工业化生产，但对高铝 室温 TRP钢的高温力学性能研究较少，本文应用 Gleeble3500对某钢厂生产的TRIPS90钢连铸坯高温 时间s 力学性能进行研究，并通过扫描电镜、差示扫描量热法 图1高温拉伸试验的温度控制示意图 等方法分析铸坯脆性区间产生的原因，为其连铸和热 Fig.1 Sketch map of temperature control during tensile testing 轧参数控制提供理论参考 裂类型 1 研究方法 1.3差示扫描量热分析 1.1取样方法 差示扫描量热法可精确测定金属相变温度.本文 某厂高铝TRP钢生产工艺为：210t转炉一钢包 应用差示扫描量热法分析高铝TRP钢在40~1450℃ 精炼炉(LF)一真空循环脱气精炼炉(RH)一连铸.取 内的相变情况，升温速率为10℃·s. 正常连铸坯进行高温力学性能研究，断面尺寸为 1.4断口附近组织分析 1380mm×230mm,在铸坯宽度1/2到1/4之间、靠近 把部分试样拉伸断口部位纵刨，抛光后用4%硝 内弧处取拉伸试样，试样长度方向为拉坯方向.拉伸 酸乙醇溶液进行侵蚀，并应用光学显微镜和Image Pro 试样尺寸为中10mm×121.5mm,两端螺纹长15mm,螺 Ps软件定量测量断口附近组织中铁素体的比例， 纹间距为1.5mm,其主要化学成分如表1所示. 分析试样塑性与α铁素体析出率之间的关系. 表1试样的化学成分（质量分数） 2 试验结果 Table 1 Chemical composition of specimens 2.1零强度温度的测定 C Si Mn P A N 1350~1430℃温度区间内试样最大抗拉强度随温 0.160.16 1.490.0080.0011.350.0016 度变化趋势如图2所示.随着拉伸温度的升高，试样 1.2高温拉伸 的om值逐渐减小.o值由1350℃时的13.1MPa逐 应用Gleeble35O0研究高铝TRP钢的高温力学性 渐减小至1425℃时的1.1MPa:而在1430℃时，试样的 能.高温拉伸试验可以获得试样的断面收缩率（山）及 0值为零，得到该钢种的零强度温度为1430℃. 最大抗拉强度（σ值）随温度的变化情况，从而测定 1413.1 该钢种的零塑性温度(zero ductility temperature,ZDT) 12 g 和零强度温度(zero strength temperature,ZST),分别是 10 山值为零和o值为零时对应的温度0-田 8 为了模拟连铸坯的实际生产情况，先将试样以 6 10℃·s的速率加热到1375℃保温3min,消除试样组 织内应力，然后以3℃·s的速度冷却至拉伸温度，再 4 次保温3min后以1×10-3s的应变速率拉伸，试验 时g 过程中通Ar气进行保护.高温拉伸试验的温度控制 示意图如图1所示. 1340135013601370138013901400141014201430 温度℃ 高温拉伸试验的温度区间为600~1430℃，在 650~1000℃和1350~1400℃温度区间内温度间隔为 图2抗拉强度随温度(1350℃以上)的变化 25℃，1400℃以上温度间隔为10℃，其他温度区间内 Fig.2 Change in tensile strength with temperature above 1350 C 温度间隔为50℃.试样拉断后，立即对断口喷吹大量 2.2高温热塑性 压缩空气进行冷却，保留断口的高温组织形貌进行分 试样的断面收缩率随温度的变化趋势如图3所 析研究，并在扫描电镜下观察断口宏观形貌，分析其断 示.由图3可知，拉伸温度超过1350℃之后，铸坯热塑
工程科学学报，第 37 卷，第 8 期 范围内产生均匀的加工硬化特性，从而获得强度和塑 性优良的综合力学性能［1 － 2］． 研究表明［3 － 6］，过高的 Si 含量会恶化钢的焊接性能及热镀锌性能，Al 是 Si 很好 的替代元素，Al 可以保证钢的 TＲIP 效应，同时对表面 性能没有明显的副作用． 但 Al 含量的增加会使 TＲIP 钢平衡相图中 γ 相区减小并向高温区移动［7 － 9］，可能 影响铸坯的高温力学性能和连铸性能． 目前高铝 TＲIP 钢已实现工业化生产，但对高铝 TＲIP 钢的高温力学性能研究较少，本 文 应 用 Gleeble3500 对某钢厂生产的 TＲIP590 钢连铸坯高温 力学性能进行研究，并通过扫描电镜、差示扫描量热法 等方法分析铸坯脆性区间产生的原因，为其连铸和热 轧参数控制提供理论参考． 1 研究方法 1. 1 取样方法 某厂高铝 TＲIP 钢生产工艺为: 210 t 转炉—钢包 精炼炉( LF) —真空循环脱气精炼炉( ＲH) —连铸． 取 正常连 铸 坯 进 行 高 温 力 学 性 能 研 究，断 面 尺 寸 为 1380 mm × 230 mm，在铸坯宽度 1 /2 到 1 /4 之间、靠近 内弧处取拉伸试样，试样长度方向为拉坯方向． 拉伸 试样尺寸为 10 mm × 121. 5 mm，两端螺纹长 15 mm，螺 纹间距为 1. 5 mm，其主要化学成分如表 1 所示． 表 1 试样的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of specimens % C Si Mn P S Alt N 0. 16 0. 16 1. 49 0. 008 0. 001 1. 35 0. 0016 1. 2 高温拉伸 应用 Gleeble3500 研究高铝 TＲIP 钢的高温力学性 能． 高温拉伸试验可以获得试样的断面收缩率( ψ) 及 最大抗拉强度( σmax值) 随温度的变化情况，从而测定 该钢种的零塑性温度( zero ductility temperature，ZDT) 和零强度温度( zero strength temperature，ZST) ，分别是 ψ 值为零和 σmax值为零时对应的温度［10 － 11］． 为了模拟连铸坯的 实 际 生 产 情 况，先 将 试 样 以 10 ℃·s － 1的速率加热到 1375 ℃保温 3 min，消除试样组 织内应力，然后以 3 ℃·s － 1的速度冷却至拉伸温度，再 次保温 3 min 后以 1 × 10 － 3 s － 1 的应变速率拉伸，试验 过程中通 Ar 气进行保护． 高温拉伸试验的温度控制 示意图如图 1 所示． 高温拉伸 试 验 的 温 度 区 间 为 600 ～ 1430 ℃，在 650 ～ 1000 ℃和 1350 ～ 1400 ℃温度区间内温度间隔为 25 ℃，1400 ℃ 以上温度间隔为 10 ℃，其他温度区间内 温度间隔为 50 ℃ ． 试样拉断后，立即对断口喷吹大量 压缩空气进行冷却，保留断口的高温组织形貌进行分 析研究，并在扫描电镜下观察断口宏观形貌，分析其断 图 1 高温拉伸试验的温度控制示意图 Fig． 1 Sketch map of temperature control during tensile testing 裂类型． 1. 3 差示扫描量热分析 差示扫描量热法可精确测定金属相变温度． 本文 应用差示扫描量热法分析高铝 TＲIP 钢在 40 ～ 1450 ℃ 内的相变情况，升温速率为 10 ℃·s － 1 ． 1. 4 断口附近组织分析 把部分试样拉伸断口部位纵刨，抛光后用 4% 硝 酸乙醇溶液进行侵蚀，并应用光学显微镜和 Image Pro Plus 软件定量测量断口附近组织中 α 铁素体的比例， 分析试样塑性与 α 铁素体析出率之间的关系． 2 试验结果 2. 1 零强度温度的测定 1350 ～ 1430 ℃温度区间内试样最大抗拉强度随温 度变化趋势如图 2 所示． 随着拉伸温度的升高，试样 的 σmax值逐渐减小． σmax值由 1350 ℃时的 13. 1 MPa 逐 渐减小至1425 ℃时的1. 1 MPa; 而在1430 ℃时，试样的 σmax值为零，得到该钢种的零强度温度为 1430 ℃ ． 图 2 抗拉强度随温度( 1350 ℃以上) 的变化 Fig． 2 Change in tensile strength with temperature above 1350 ℃ 2. 2 高温热塑性 试样的断面收缩率随温度的变化趋势如图 3 所 示． 由图 3 可知，拉伸温度超过 1350 ℃之后，铸坯热塑 · 8101 ·
闫永其等：高铝TRP钢的高温力学性能 1019* 性急剧下降，拉伸温度为1400℃时山值降至42%，拉 感性大大增强.本文以山=40%作为判断塑性好坏的 伸温度提高到1410℃、1420℃时试样山值为3%左右， 临界点，得到该钢种的第I脆性温度区间为1400℃~ 而拉伸温度为1425℃和1430℃时，试样面缩率均为 熔点，第Ⅲ脆性温度区间为800~925℃ 零，从而测得该钢种的零塑性温度为1425℃.研究者 2.3断口形貌分析 把零强度温度与零塑性温度的差值定义为凝固前沿脆 典型拉伸断口宏观形貌如图4所示.拉伸温度为 化温度区间o.2-,零强度温度与零塑性温度差值越 700℃时，拉伸断口处有大量的韧窝，如图4(a,g)所 大，钢在高温脆性区发生热裂的可能性就越大.该钢 示，属于典型的塑形断裂，山值达到81%；拉伸温度为 种的零塑性温度和零强度温度值仅相差5℃，说明其 775℃时，断口处韧窝数量明显减少，山值降至53%： 具有很好的抗高温裂纹特性.在975~1350℃温度区 拉伸温度为800℃时，断口处韧窝数量进一步减少，面 间内铸坯具有良好的塑性，山值达到73%以上.拉伸 缩率降至36%：拉伸温度为850℃塑性最差，山值降至 温度低于975℃时，随着温度的降低，钢的塑性开始恶 28.9%,其断口由大量光滑的“冰糖状”颗粒组成，如 化，在850℃时山值降至最低，为29%：随着拉伸温度 图4(h)所示，属于典型的脆性沿晶断裂：拉伸温度上 继续降低，塑性有所增加，拉伸温度为775℃时业值达 升至975℃时，断口处又出现大量韧窝，山值也升高到 到53%. 73%. 100 2.4差示扫描量热分析 图5为实验钢的差示扫描量热分析结果.测试曲 线在749.5℃969.8℃和1375.4℃处存在明显的吸热 峰，说明该钢种在1375.4℃时由8铁素体完全转化为 60 b y相（奥氏体），969.8℃时基体开始由y相向α铁素 △ 体转变，749.5℃时相变结束.由图3和图5可知：铸 △a4 坯塑性相对较差的温度区间与其相变区间比较一致， 20 1375℃时钢完全转化为y相，少值由拉伸温度为 1400℃时的42%升高至68%，说明钢的第I脆性温度 0 600 800 10001200 1400 区处于8铁素体区内：试样在975℃时塑性开始降低， 拉伸温度/代 而值在750℃时恢复到65%，说明基体由y相向c 图3断面收缩率随温度的变化 铁素体转变使钢的塑性变差 Fig.3 Variation of area reduction with temperature 2.5断口附近组织形貌 图6为不同拉伸温度对应的断口附近组织形貌， 文献3-14]提出，当中值大于60%时，钢不易 图7为试样业值与其断口附近组织中铁素体比例之间 出现裂纹.研究5表明，山值小于40%时，裂纹敏 的关系.高铝TP钢的塑性与其组织组成有紧密联 a b I mm 图4拉伸断口宏观形貌：(a)700℃：(b)775℃：(c)800℃：(d)850℃：()900℃：(0975℃.拉伸断口显微形貌：(g)700℃：(h) 850℃ Fig.4 Morphology of fracture:(a）700℃：(b)775℃；(c)800℃；(d)850℃；(c）900℃：(f0975℃.Microscopic morphology of fracture: (g)700℃：()850℃
闫永其等: 高铝 TＲIP 钢的高温力学性能 性急剧下降，拉伸温度为 1400 ℃ 时 ψ 值降至 42% ，拉 伸温度提高到1410 ℃、1420 ℃时试样 ψ 值为3% 左右， 而拉伸温度为 1425 ℃ 和 1430 ℃ 时，试样面缩率均为 零，从而测得该钢种的零塑性温度为 1425 ℃ ． 研究者 把零强度温度与零塑性温度的差值定义为凝固前沿脆 化温度区间［10，12 － 13］，零强度温度与零塑性温度差值越 大，钢在高温脆性区发生热裂的可能性就越大． 该钢 种的零塑性温度和零强度温度值仅相差 5 ℃，说明其 具有很好的抗高温裂纹特性． 在 975 ～ 1350 ℃ 温度区 间内铸坯具有良好的塑性，ψ 值达到 73% 以上． 拉伸 温度低于 975 ℃时，随着温度的降低，钢的塑性开始恶 化，在 850 ℃时 ψ 值降至最低，为 29% ; 随着拉伸温度 继续降低，塑性有所增加，拉伸温度为 775 ℃时 ψ 值达 到 53% ． 图 3 断面收缩率随温度的变化 Fig． 3 Variation of area reduction with temperature 图 4 拉伸断口宏观形貌: ( a) 700 ℃ ; ( b) 775 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 850 ℃ ; ( e) 900 ℃ ; ( f) 975 ℃ ． 拉伸断口显微形貌: ( g) 700 ℃ ; ( h) 850 ℃ Fig． 4 Morphology of fracture: ( a) 700 ℃ ; ( b) 775 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 850 ℃ ; ( e) 900 ℃ ; ( f) 975 ℃. Microscopic morphology of fracture: ( g) 700 ℃ ; ( h) 850 ℃ 文献［13 － 14］提出，当 ψ 值大于 60% 时，钢不易 出现裂纹． 研究［15 － 16］表明，ψ 值小于 40% 时，裂纹敏 感性大大增强． 本文以 ψ = 40% 作为判断塑性好坏的 临界点，得到该钢种的第Ⅰ脆性温度区间为 1400 ℃ ～ 熔点，第Ⅲ脆性温度区间为 800 ～ 925 ℃ ． 2. 3 断口形貌分析 典型拉伸断口宏观形貌如图 4 所示． 拉伸温度为 700 ℃时，拉伸断口处有大量的韧窝，如图 4 ( a，g) 所 示，属于典型的塑形断裂，ψ 值达到 81% ; 拉伸温度为 775 ℃时，断口处韧窝数量明显减少，ψ 值降至 53% ; 拉伸温度为 800 ℃时，断口处韧窝数量进一步减少，面 缩率降至 36% ; 拉伸温度为 850 ℃塑性最差，ψ 值降至 28. 9% ，其断口由大量光滑的“冰糖状”颗粒组成，如 图 4( h) 所示，属于典型的脆性沿晶断裂; 拉伸温度上 升至 975 ℃时，断口处又出现大量韧窝，ψ 值也升高到 73% ． 2. 4 差示扫描量热分析 图 5 为实验钢的差示扫描量热分析结果． 测试曲 线在 749. 5 ℃、969. 8 ℃和 1375. 4 ℃处存在明显的吸热 峰，说明该钢种在 1375. 4 ℃ 时由 δ 铁素体完全转化为 γ 相( 奥氏体) ，969. 8 ℃ 时基体开始由 γ 相向 α 铁素 体转变，749. 5 ℃时相变结束． 由图 3 和图 5 可知: 铸 坯塑性相对较差的温度区间与其相变区间比较一致， 1375 ℃ 时 钢 完 全 转 化 为 γ 相，ψ 值 由 拉 伸 温 度 为 1400 ℃时的 42% 升高至 68% ，说明钢的第Ⅰ脆性温度 区处于 δ 铁素体区内; 试样在 975 ℃ 时塑性开始降低， 而 ψ 值在 750 ℃ 时恢复到 65% ，说明基体由 γ 相向 α 铁素体转变使钢的塑性变差． 2. 5 断口附近组织形貌 图 6 为不同拉伸温度对应的断口附近组织形貌， 图 7 为试样 ψ 值与其断口附近组织中铁素体比例之间 的关系． 高铝 TＲIP 钢的塑性与其组织组成有紧密联 · 9101 ·
·1020· 工程科学学报，第37卷，第8期 系，随着α铁素体从Y晶界析出量的增加，该钢种的 0.0 1375.4℃： -0.099μVmg 塑性先减小后增大.拉伸温度为975℃时对应的断口 0.1 969.8℃ 附近组织中α铁素体占0.7%，说明975℃时该钢种刚 -0.24μV·mg 开始发生相变，试样塑性开始下降，拉伸温度为850℃ 0.2 746.9℃ 0314μVmg 时α铁素体所占比例为8.1%，山值降至28.9%.当拉 -0.3 伸温度在850℃以下时，山值随着α铁素体析出量的 增加而逐渐提高.拉伸温度为800℃时α铁素体比例 0.4 为16.7%，ψ值提高至38.5%：而当拉伸温度为700℃ 05 时，α铁素体比例达到81%，中值也递增至81.3%. 200 4006008001000120014001600 3分析讨论 温度℃ 图5试样的差示扫描量热分析曲线 3.1第Ⅲ脆性温度区间脆化原因 Fig.5 DSC curves of specimens 差示扫描量热分析结果表明，高铝TP钢在750~ 200m 200m 200m 200um 2004m 200um 图6拉伸断口附近组织形貌.(a)700℃：(b)775℃：(c)800℃：(d)850℃：(e)900℃：(0975℃ Fig.6 Microstructures near the tensile fracture:(a)700℃：(b)775℃；(c)800℃：(d)850℃：(e)900℃：(f0975℃ 100 一。一高温拉伸面缩率 100 1/4左右刀，相变初期α铁素体在y晶界处析出量较 一组织中@铁素体所占比例 少，在变形的初期应变迅速集中在《铁素体上，导致 80 81.0 80 813 在α铁素体和y处产生的变形不协调，α铁素体产生 73.0- 60.6 60 较大的变形，而奥氏体变形量较小图，α铁素体相先 60 53.3 达到强度极限，并在两相交界处形成空洞，随着拉伸进 40 38.5 40 28.934.6 行，空洞扩张形成宏观裂纹，最终导致试样被拉断.在 500倍下观察拉伸温度为850℃时拉伸断口附近的组 20 16.7 20 8.1 1.7 0,7 织形貌，如图8所示，发现微裂纹出现在y相和α铁素 0 0 700 750 8008509009501000 拉伸温度℃ 图7试样面缩率与断口附近组织之间的关系 Fig.7 Relationship between area reduction and microstructure near the tensile fracture 975℃范围内塑性相对较差的原因是基体在此温度区 间内由γ相向α铁素体转变，随着拉伸温度的降低， 基体由y单相区进入y+α铁素体两相区.随着α铁 50m 素体从y晶界析出量的增加，该钢种的塑性先减小后 图8拉伸温度为850℃时断口附近组织及微裂纹形貌 增大.这是由于α铁素体相强度只相当于y相强度的 Fig.8 Microstructure of cracks in fractured specimens at 850 C
工程科学学报，第 37 卷，第 8 期 图 5 试样的差示扫描量热分析曲线 Fig． 5 DSC curves of specimens 系，随着 α 铁素体从 γ 晶界析出量的增加，该钢种的 塑性先减小后增大． 拉伸温度为 975 ℃ 时对应的断口 附近组织中 α 铁素体占 0. 7% ，说明 975 ℃时该钢种刚 开始发生相变，试样塑性开始下降，拉伸温度为 850 ℃ 时 α 铁素体所占比例为 8. 1% ，ψ 值降至 28. 9% ． 当拉 伸温度在 850 ℃ 以下时，ψ 值随着 α 铁素体析出量的 增加而逐渐提高． 拉伸温度为 800 ℃ 时 α 铁素体比例 为 16. 7% ，ψ 值提高至 38. 5% ; 而当拉伸温度为 700 ℃ 时，α 铁素体比例达到 81% ，ψ 值也递增至 81. 3% ． 3 分析讨论 3. 1 第Ⅲ脆性温度区间脆化原因 差示扫描量热分析结果表明，高铝 TＲIP 钢在 750 ～ 图 6 拉伸断口附近组织形貌． ( a) 700 ℃ ; ( b) 775 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 850 ℃ ; ( e) 900 ℃ ; ( f) 975 ℃ Fig． 6 Microstructures near the tensile fracture: ( a) 700 ℃ ; ( b) 775 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 850 ℃ ; ( e) 900 ℃ ; ( f) 975 ℃ 图 7 试样面缩率与断口附近组织之间的关系 Fig． 7 Ｒelationship between area reduction and microstructure near the tensile fracture 975 ℃范围内塑性相对较差的原因是基体在此温度区 间内由 γ 相向 α 铁素体转变，随着拉伸温度的降低， 基体由 γ 单相区进入 γ + α 铁素体两相区． 随着 α 铁 素体从 γ 晶界析出量的增加，该钢种的塑性先减小后 增大． 这是由于 α 铁素体相强度只相当于 γ 相强度的 1 /4 左右［17］，相变初期 α 铁素体在 γ 晶界处析出量较 少，在变形的初期应变迅速集中在 α 铁素体上，导致 图 8 拉伸温度为 850 ℃时断口附近组织及微裂纹形貌 Fig． 8 Microstructure of cracks in fractured specimens at 850 ℃ 在 α 铁素体和 γ 处产生的变形不协调，α 铁素体产生 较大的变形，而奥氏体变形量较小［18］，α 铁素体相先 达到强度极限，并在两相交界处形成空洞，随着拉伸进 行，空洞扩张形成宏观裂纹，最终导致试样被拉断． 在 500 倍下观察拉伸温度为 850 ℃ 时拉伸断口附近的组 织形貌，如图 8 所示，发现微裂纹出现在 γ 相和 α 铁素 · 0201 ·
闫永其等：高铝TRP钢的高温力学性能 ·1021· 体交界处.随着拉伸温度逐渐降低，α铁素体析出量 元的活度相互作用系数，如表20所示.组元i的活度 逐渐增加，从而迅速减轻、消除原y晶界处少量α铁 系数通过下式进行计算： 素体造成的应力集中，使得钢的塑性回升网 lgi=e[%i+d[%]+e[%]+….(4) 本研究所用高铝TP钢的第Ⅲ脆性温度区间为 式中，e、心和e分别为钢液中组元i、j和k对i的活 800~925℃，此温度区间内α铁素体析出比例在 度相互作用系数，[%门、[%]和[%幻分别为组元i、 16.7%以下，处于相变的初始阶段.连铸坯矫直过程 j和的含量. 中应使高铝TP钢铸坯表面温度避开800~925℃， 计算得人=0.91，∫u=1.19. 从而减小铸坯横裂纹产生的可能性 表2钢液组元活度相互作用系数(1873K) 3.2AN对脆化区间的影响 Table 2 Activity interaction coefficients of components in liquid steel 研究6]指出，微细的AN在晶界析出，其钉扎 (1873K) 作用会阻挠晶界移动，抑制钢的动态再结晶，恶化钢的 e(ij) C Mn P S Al N 塑性.钢在应力作用下发生形变过程中，微细的AN N 0.130.047-0.0210.0450.007-0.0280 还会作为应力集中源点，与晶界脱离而形成微孔，微孔 Al 0.0910.0056 000.030.045 -0.053 连接长大后形成裂纹. 钢液中AN析出的化学反应可用下式0表示： 由式(2)和式(3)可得出AIN析出物在钢液中的 [AI]+[N]=AIN, (1) 平衡浓度积为 △G9=-247000+107.5T=-RTnK. 1g（[%A]·%N])=-12900 式中：△G9为反应(1)标准吉布斯自由能；R为摩尔气 T 5.66. (5) 体常数：T为反应温度，K:K为平衡常数 将本研究中钢种氮含量和铝含量代入式(5)计算 反应平衡常数K可表示为 得AlN的析出温度为1275.6℃，而该钢种在975~ 1350℃温度区间内塑性都在73%以上，说明AN的析 K=- aaN∫u[%Af人%N叮' (2) 出不是该钢种塑性变差的原因.Su等切研究了铝含 量对TRP钢高温力学性能的影响，发现在铝的质量分 Ig K=- △G9_12900-5.62. 2.3R7= (3) T 数为0.87%的条件下，钢中生成粗大的AN颗粒，对 式中，&Na和aW分别为AlN、钢液中AI及钢液中 晶界的钉扎作用很小，对钢的高温热塑性没有影响. N的活度，∫u和人分别为钢液中Al和N的活度系数， 本文所用钢中A1的质量分数高达1.35%，应用扫描电 [%A]和[%N门分别为钢液中Al和N的含量. 镜观察拉伸温度为850、975及1200℃时断口附近的 由于钢中各组元的含量较低，且温度变化对活度 组织，发现基体中都存在少量粗大的AN颗粒，直径在 相互作用系数e(i,)的影响较小，因此计算中使用的 5~10μm,如图9所示.图9中AN颗粒的成分如表3 各组元活度相互作用系数均采用1873K时钢液中组 所示 10m 10m 10m 图9典型AN颗粒的扫描电镜图.(a)850℃：(b)975℃：(c)1200℃ Fig.9 SEM images of AlN particles:(a850℃：(b)975℃：(c)1200℃ 表3图9中AN颗粒的成分 由图9和表3可知，拉伸温度为850、975及 Table 3 Chemical composition of AlN particles in Fig.9 1200℃对应的断口附近组织中AN颗粒的尺寸和成 图片 质量分数1% 分相似，拉伸温度为850℃时钢的塑性很差，而拉伸温 序号C N 0 Al Fe Mg Mn a14.9916.838.3539.1119.231.040.46 度为975℃和1200℃时山值都在73%以上，进一步说 b 13.93 33.5249.371.771.41 明AIN的析出不是导致高铝TRP钢第Ⅲ脆性温度区 e8.123.34 35.8732.17 0.52 间脆化的原因
闫永其等: 高铝 TＲIP 钢的高温力学性能 体交界处． 随着拉伸温度逐渐降低，α 铁素体析出量 逐渐增加，从而迅速减轻、消除原 γ 晶界处少量 α 铁 素体造成的应力集中，使得钢的塑性回升［19］． 本研究所用高铝 TＲIP 钢的第Ⅲ脆性温度区间为 800 ～ 925 ℃，此 温 度 区 间 内 α 铁 素 体 析 出 比 例 在 16. 7% 以下，处于相变的初始阶段． 连铸坯矫直过程 中应使高铝 TＲIP 钢铸坯表面温度避开 800 ～ 925 ℃， 从而减小铸坯横裂纹产生的可能性． 3. 2 AlN 对脆化区间的影响 研究［16］指出，微细的 AlN 在晶界析出，其钉扎 作用会阻挠晶界移动，抑制钢的动态再结晶，恶化钢的 塑性． 钢在应力作用下发生形变过程中，微细的 AlN 还会作为应力集中源点，与晶界脱离而形成微孔，微孔 连接长大后形成裂纹． 钢液中 AlN 析出的化学反应可用下式［20］表示: ［Al］ + ［N］AlN( s) ， ( 1) ΔG = － 247000 + 107. 5T = － ＲTln K． 式中: ΔG 为反应( 1) 标准吉布斯自由能; Ｒ 为摩尔气 体常数; T 为反应温度，K; K 为平衡常数． 反应平衡常数 K 可表示为 K = αAlN( s) α［Al］α［N］ = 1 fAl［% Al］fN［% N］， ( 2) lg K = － ΔG 2. 3ＲT = 12900 T － 5. 62． ( 3) 式中，αAlN、α［Al］和 α［N］分别为 AlN、钢液中 Al 及钢液中 N 的活度，fAl和 fN 分别为钢液中 Al 和 N 的活度系数， ［% Al］和［% N］分别为钢液中 Al 和 N 的含量． 由于钢中各组元的含量较低，且温度变化对活度 相互作用系数 e( i，j) 的影响较小，因此计算中使用的 各组元活度相互作用系数均采用 1873 K 时钢液中组 元的活度相互作用系数，如表 2 ［20］所示． 组元 i 的活度 系数通过下式进行计算: lg fi = e i i ［% i］+ e j i ［% j］+ e k i ［% k］+ …． ( 4) 式中，e i i、e j i 和 e k i 分别为钢液中组元 i、j 和 k 对 i 的活 度相互作用系数，［% i］、［% j］和［% k］分别为组元 i、 j 和 k 的含量． 计算得 fN = 0. 91，fAl = 1. 19． 表 2 钢液组元活度相互作用系数( 1873 K) Table 2 Activity interaction coefficients of components in liquid steel ( 1873 K) e( i，j) C Si Mn P S Al N N 0. 13 0. 047 － 0. 021 0. 045 0. 007 － 0. 028 0 Al 0. 091 0. 0056 0 0 0. 03 0. 045 － 0. 053 由式( 2) 和式( 3) 可得出 AlN 析出物在钢液中的 平衡浓度积为 lg ( ［% Al］·［% N］) = － 12900 T + 5. 66． ( 5) 将本研究中钢种氮含量和铝含量代入式( 5) 计算 得 AlN 的析出温度为 1275. 6 ℃，而该钢种在 975 ～ 1350 ℃温度区间内塑性都在 73% 以上，说明 AlN 的析 出不是该钢种塑性变差的原因． Su 等［7］研究了铝含 量对 TＲIP 钢高温力学性能的影响，发现在铝的质量分 数为 0. 87% 的条件下，钢中生成粗大的 AlN 颗粒，对 晶界的钉扎作用很小，对钢的高温热塑性没有影响． 本文所用钢中 Al 的质量分数高达1. 35% ，应用扫描电 镜观察拉伸温度为 850、975 及 1200 ℃ 时断口附近的 组织，发现基体中都存在少量粗大的 AlN 颗粒，直径在 5 ～ 10 μm，如图 9 所示． 图 9 中 AlN 颗粒的成分如表 3 所示． 图 9 典型 AlN 颗粒的扫描电镜图． ( a) 850 ℃ ; ( b) 975 ℃ ; ( c) 1200 ℃ Fig． 9 SEM images of AlN particles: ( a) 850 ℃ ; ( b) 975 ℃ ; ( c) 1200 ℃ 表 3 图 9 中 AlN 颗粒的成分 Table 3 Chemical composition of AlN particles in Fig． 9 图片 序号 质量分数/% C N O Al Fe Mg Mn a 14. 99 16. 83 8. 35 39. 11 19. 23 1. 04 0. 46 b — 13. 93 — 33. 52 49. 37 1. 77 1. 41 c 8. 1 23. 34 — 35. 87 32. 17 — 0. 52 由 图 9 和 表 3 可 知，拉 伸 温 度 为 850、975 及 1200 ℃对应的断口附近组织中 AlN 颗粒的尺寸和成 分相似，拉伸温度为 850 ℃时钢的塑性很差，而拉伸温 度为 975 ℃和 1200 ℃时 ψ 值都在 73% 以上，进一步说 明 AlN 的析出不是导致高铝 TＲIP 钢第Ⅲ脆性温度区 间脆化的原因． · 1201 ·
·1022· 工程科学学报，第37卷，第8期 另外，研究指出，Al含量的增加会使C-Mn一Al 7]Su H,Gunawadarna W D,Tuling A,et al.Influence of Al and P 系TRP钢平衡相图中Y相区减小并向高温区移动，即 additions on hot ductility of steel.Mater Sci Technol,2003,23 (11):1357 Y相开始向α铁素体转变的温度升高.而本文研究表 8] Yin YY,Yang W Y,Li L F,et al.Influence of the partial substi- 明，高铝TRP钢的塑性在γ向α铁素体转变的初始 tution of Si by Al on the microstructure of hot rolled TRIP steels 阶段开始恶化，说明！含量的增加会使钢的第Ⅲ脆性 based on dynamic transformation of undercooled austenite.Acta 温度区间向高温区移动.因此，适当提高矫直过程中 Metall Sin,2008,44(11):1292 高铝TRP钢铸坯的表面温度可以有效降低铸坯产生 (尹云洋，杨王玥，李龙飞，等.A1部分代替S对基于动态相变 横裂纹的可能性 热轧TRP钢组织控制的影响.金属学报，2008,4(11)：1292) 9]Mintz B,Crowther D N.Hot ductility of steels and its relationship 4结论 to the problem of transverse cracking in continuous casting.Int Mater Rev,2010,55(3):168 (1)高铝TRP钢的零塑性温度为1425℃，零强度 [10]Nakagawa T,Umeda T,Murata J,et al.Deformation behavior 温度为1430℃，凝固前沿脆化温度区间较小，该钢种 during solidification of steels.IS/J Int,1995,35(6):723 有较好的抗高温裂纹特性. 1] Yu C H,Suzuki M,Shibata H,et al.Simulation of crack forma- (2)在1×103s的应变速率下，高铝TRP钢的 tion on solidifying steel shell in continuous casting mold./SI mt,1996,36:159 第I脆性温度区间为1400℃~熔点，第Ⅲ脆性区间在 [12]Xu J F,He S P,Jiang X P,et al.Analysis of crack susceptibili- 800~925℃.连铸矫直过程中应该保证铸坯表面温度 ty of regular carbon steel slabs using volume-based shrinkage in- 避开800~925℃区间，以减小铸坯表面裂纹产生的可 dex.S01d,2013,53(10):1812 能性. 3] Di H S,Kang X D,Wang G D,et al.High temperature me- (3)高铝TRP钢的第Ⅲ脆性温度区脆化原因是a chanical properties of low carbon steel.I Northeast Unie Nat Sci, 铁素体从奥氏体晶界析出导致试样在应力作用下沿晶 2004,25(1):40 (邸洪双，康向东，王国栋，等.低碳钢的高温力学性能.东 界开裂.钢的塑性随着α铁素体析出量的增加先减小 北大学学报：自然科学版，2004,25(1)：40) 后增大：铁素体析出比例达到8.1%时钢的塑性降至 [14]Suzuki H G,Nishimura S,Imamura J.Hot ductility in steels in 最低点，山值为28.9%：当铁素体析出比例超过 the temperature range between 900 and 600 C:related to the 16.7%,业值均大于38.5%. transverse facial cracks in the continuously cast slabs.Tetsuo- (4)高铝TRIP钢冷却至1275.6℃开始析出少量 Hagane,1981,67(8):1180 粗大的AN颗粒，但对钢的热塑性没有影响. [15]Mintz B.The influence of composition on the hot ductility of steels and the problem of transverse cracking./S//Int,1999,39 (9):833 参考文献 [16]Wang X H,Zhu G S,Yui H X,et al.High temperature proper- [1]Mi Z L,Chen M F,Li Z C,et al.Phase composition of controlled ties of continuous casting high carbon steels.J Unir Sci Technol rolling and cooling TRIP steel and its relationship with mechanical Beijing,2005,27(5):545 properties.J Unir Sci Technal Beijing,2012,34(9):1023 (王新华，朱国森，于会香，等.高碳钢连铸板坯高温力学性 (米振莉，陈美芳，李志超，等.控轧控冷TRP钢的微观相组 能.北京科技大学学报，2005,27(5)：545) 成及其与力学性能的关系.北京科技大学学报，2012,34 07] Cai KK.Quality Control of Continuous Casting Slab.Beijing: (9):1023) Metallurgical Industry Press,2010 2]Baik S C,Kim S,Jin Y S,et al.Effects of alloying elements on (蔡开科.连铸坯质量控制.北京：治金工业出版社，2010) mechanical properties and phase transformation of cold rolled TRIP [18]Hou G Q,Zhu L,Bian H X,et al.Influence of strain rate on hot steel sheets.IS/J Int,2001,41 (3)290 ductility of austenitic stainless steel Crl7Mn6Ni4Cu2N slab. B3]Jacques PJ,Girault E,Harlet P,et al.The developments of Chin J Mater Res,2013,27(1):70 cold-rolled TRIP-assisted multiphase steels:low silicon TRIP-as- (侯国清，朱亮，边红霞，等.应变速率对奥氏体不锈钢 sisted multiphase steels.IS/J Int,2001,41(9):1061 Crl7Mn6Ni4Cu2N铸坯热塑性的影响.材料研究学报，2013， 4]De Meyer M,Vanderschueren D,De Cooman BC.The influence 27(1):70) of the substitution of Si by Al on the properties of cold rolled C- [19]Wang X H,Wu D M,Wang W J,et al.Embrittlement charac- Mn-Si TRIP steels.IS/J Int,1999,39(8)813 teristics of carbon steel CC slab between 1400 and 600 C./ron [5]Gomez M,Garcia C L,Haezebrouck D M,et al.Design of com- Seel,1997,32(Suppl):750 position in (Al/Si)-lloyed TRIP steels.IS//Int,2009,49(2):302 (王新华，吴冬梅，王文军，等.1400~600℃间碳钢连铸坯 6 Huang W,Tang D,Jiang H T,et al.Effect of hot galvanizing 的脆化特性研究.钢铁，1997,32（增刊）：750) processes on the mechanical properties of non-Si and P added D0]Chen J X.Manual of Chart and Date in Common Use of Steel TRIP steel.J Unir Sci Technol Beijing,2011,33(10):1220 Making.2nd Ed.Beijing:Metallurgical Industry Press,2010 (黄伟，唐获，江海涛，等.热镀锌工艺对无Si含P的TRP (陈家样.炼钢常用图表数据手册.2版.北京：治金工业出 钢力学性能影响.北京科技大学学报，2011,33(10)：1220) 版社，2010)
工程科学学报，第 37 卷，第 8 期 另外，研究［7］指出，Al 含量的增加会使 C--Mn--Al 系 TＲIP 钢平衡相图中 γ 相区减小并向高温区移动，即 γ 相开始向 α 铁素体转变的温度升高． 而本文研究表 明，高铝 TＲIP 钢的塑性在 γ 向 α 铁素体转变的初始 阶段开始恶化，说明 Al 含量的增加会使钢的第Ⅲ脆性 温度区间向高温区移动． 因此，适当提高矫直过程中 高铝 TＲIP 钢铸坯的表面温度可以有效降低铸坯产生 横裂纹的可能性． 4 结论 ( 1) 高铝 TＲIP 钢的零塑性温度为 1425 ℃，零强度 温度为 1430 ℃，凝固前沿脆化温度区间较小，该钢种 有较好的抗高温裂纹特性． ( 2) 在 1 × 10 － 3 s － 1的应变速率下，高铝 TＲIP 钢的 第Ⅰ脆性温度区间为 1400 ℃ ～ 熔点，第Ⅲ脆性区间在 800 ～ 925 ℃ ． 连铸矫直过程中应该保证铸坯表面温度 避开 800 ～ 925 ℃区间，以减小铸坯表面裂纹产生的可 能性． ( 3) 高铝 TＲIP 钢的第Ⅲ脆性温度区脆化原因是 α 铁素体从奥氏体晶界析出导致试样在应力作用下沿晶 界开裂． 钢的塑性随着 α 铁素体析出量的增加先减小 后增大: α 铁素体析出比例达到8. 1% 时钢的塑性降至 最低 点，ψ 值 为 28. 9% ; 当 α 铁 素 体 析 出 比 例 超 过 16. 7% ，ψ 值均大于 38. 5% ． ( 4) 高铝 TＲIP 钢冷却至 1275. 6 ℃ 开始析出少量 粗大的 AlN 颗粒，但对钢的热塑性没有影响． 参 考 文 献 ［1］ Mi Z L，Chen M F，Li Z C，et al． Phase composition of controlled rolling and cooling TＲIP steel and its relationship with mechanical properties． J Univ Sci Technol Beijing，2012，34( 9) : 1023 ( 米振莉，陈美芳，李志超，等． 控轧控冷 TＲIP 钢的微观相组 成及其与力学性能的关系． 北京科技 大 学 学 报，2012，34 ( 9) : 1023) ［2］ Baik S C，Kim S，Jin Y S，et al． Effects of alloying elements on mechanical properties and phase transformation of cold rolled TＲIP steel sheets． ISIJ Int，2001，41( 3) : 290 ［3］ Jacques P J，Girault E，Harlet P，et al． The developments of cold-rolled TＲIP-assisted multiphase steels: low silicon TＲIP-assisted multiphase steels． ISIJ Int，2001，41( 9) : 1061 ［4］ De Meyer M，Vanderschueren D，De Cooman B C． The influence of the substitution of Si by Al on the properties of cold rolled C-- Mn--Si TＲIP steels． ISIJ Int，1999，39( 8) : 813 ［5］ Gomez M，Garcia C L，Haezebrouck D M，et al． Design of composition in ( Al/ Si) -alloyed TＲIP steels． ISIJ Int，2009，49( 2) : 302 ［6］ Huang W，Tang D，Jiang H T，et al． Effect of hot galvanizing processes on the mechanical properties of non-Si and P added TＲIP steel． J Univ Sci Technol Beijing，2011，33( 10) : 1220 ( 黄伟，唐荻，江海涛，等． 热镀锌工艺对无 Si 含 P 的 TＲIP 钢力学性能影响． 北京科技大学学报，2011，33( 10) : 1220) ［7］ Su H，Gunawadarna W D，Tuling A，et al． Influence of Al and P additions on hot ductility of steel． Mater Sci Technol，2003，23 ( 11) : 1357 ［8］ Yin Y Y，Yang W Y，Li L F，et al． Influence of the partial substitution of Si by Al on the microstructure of hot rolled TＲIP steels based on dynamic transformation of undercooled austenite． Acta Metall Sin，2008，44( 11) : 1292 ( 尹云洋，杨王玥，李龙飞，等． Al 部分代替 Si 对基于动态相变 热轧 TＲIP 钢组织控制的影响． 金属学报，2008，44( 11) : 1292) ［9］ Mintz B，Crowther D N． Hot ductility of steels and its relationship to the problem of transverse cracking in continuous casting． Int Mater Ｒev，2010，55( 3) : 168 ［10］ Nakagawa T，Umeda T，Murata J，et al． Deformation behavior during solidification of steels． ISIJ Int，1995，35( 6) : 723 ［11］ Yu C H，Suzuki M，Shibata H，et al． Simulation of crack formation on solidifying steel shell in continuous casting mold． ISIJ Int，1996，36: 159 ［12］ Xu J F，He S P，Jiang X P，et al． Analysis of crack susceptibility of regular carbon steel slabs using volume-based shrinkage index． ISIJ Int，2013，53( 10) : 1812 ［13］ Di H S，Kang X D，Wang G D，et al． High temperature mechanical properties of low carbon steel． J Northeast Univ Nat Sci， 2004，25( 1) : 40 ( 邸洪双，康向东，王国栋，等． 低碳钢的高温力学性能． 东 北大学学报: 自然科学版，2004，25( 1) : 40) ［14］ Suzuki H G，Nishimura S，Imamura J． Hot ductility in steels in the temperature range between 900 and 600 ℃ : related to the transverse facial cracks in the continuously cast slabs． Tetsu-toHagane，1981，67( 8) : 1180 ［15］ Mintz B． The influence of composition on the hot ductility of steels and the problem of transverse cracking． ISIJ Int，1999，39 ( 9) : 833 ［16］ Wang X H，Zhu G S，Yü H X，et al． High temperature properties of continuous casting high carbon steels． J Univ Sci Technol Beijing，2005，27( 5) : 545 ( 王新华，朱国森，于会香，等． 高碳钢连铸板坯高温力学性 能． 北京科技大学学报，2005，27( 5) : 545) ［17］ Cai K K． Quality Control of Continuous Casting Slab． Beijing: Metallurgical Industry Press，2010 ( 蔡开科． 连铸坯质量控制． 北京: 冶金工业出版社，2010) ［18］ Hou G Q，Zhu L，Bian H X，et al． Influence of strain rate on hot ductility of austenitic stainless steel Cr17Mn6Ni4Cu2N slab． Chin J Mater Ｒes，2013，27( 1) : 70 ( 侯国清，朱 亮，边 红 霞，等． 应变速率对奥氏体不锈钢 Cr17Mn6Ni4Cu2N 铸坯热塑性的影响． 材料研究学报，2013， 27( 1) : 70) ［19］ Wang X H，Wu D M，Wang W J，et al． Embrittlement characteristics of carbon steel CC slab between 1400 and 600 ℃ ． Iron Steel，1997，32( Suppl) : 750 ( 王新华，吴冬梅，王文军，等． 1400 ～ 600 ℃ 间碳钢连铸坯 的脆化特性研究． 钢铁，1997，32( 增刊) : 750) ［20］ Chen J X． Manual of Chart and Date in Common Use of Steel Making． 2nd Ed． Beijing: Metallurgical Industry Press，2010 ( 陈家祥． 炼钢常用图表数据手册． 2 版． 北京: 冶金工业出 版社，2010) · 2201 ·