D0I:10.13374/1.issnl00103.2009.s1.0B 第31卷增刊1 北京科技大学学报 Vol.31 Suppl.1 2009年12月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dee.2009 异常粗大的奥氏体晶粒对表面晶间裂纹的影响 李朋欢包燕平岳峰彭尊吴华杰 北京科技大学治金与生态工程学院：北京100083 摘要在大方坯连铸中，经常出现的缺陷是表面网状裂纹，由于铸坯表面存在网状裂纹导致轧制过程中出现严重的纵裂 纹·通过微观检测、热模拟等手段分析了表面网状裂纹产生的原因及机理，由实验结果可以看出，表面网状裂纹沿异常粗大的 奥氏体晶粒开裂，其实质是奥氏体晶间裂纹：异常粗大的奥氏体晶粒、残余元素C的富集以及AN、BN等氨化物和先共析铁 素体薄膜的析出是导致该钢种产生晶间裂纹的主要原因：大的奥氏体晶粒是残余元素富集以及氮化物和先共析铁素体薄膜 析出的先决条件，因此表面网状裂纹是第Ⅱ和第Ⅲ脆性区间相互作用的结果，经常出现在存在凹陷和鼓肚的部位：异常粗大 的奥氏体晶粒产生的主要原因是高的过热度和不均匀冷却. 关键词表面网状裂纹：晶间裂纹：超大奥氏体晶粒：氮化物：先共析铁素体 Effect of abnormally large prior-austenite grains on the presence of surface inter- granular cracks LI Peng-huan,BAO Yan-ping:YUE Feng.PENG Zun,WU Huajie Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACT Surface network cracks that often appear in bloom casting can cause severe longitudinal cracks during the rolling pro- cess.Through micro-examination and hot tensile tests,several results were obtained.The surface network cracks are obviously inter- granular located at the boundaries of abnormally large prior-austenite grains.It has been recognized that net work cracks are associated with large prior-austenite grains.residual Cu element,precipitation of carbides and nitrides (AIN.BN.Nb(C.N)),and ferrite films.The main precondition for crack formation appears to be a coarse microstructure.which leads to critical concentrations of segre- gated solutes and precipitates along the austenite grain boundaries.This may lead to a combined effect of region IIand Ill-embrittle- ment for network cracking.The cracks occur mostly at the locations where bulging or surface depression appears.The study has shown that the abnormally large prior-austenite grains are caused by higher superheat and uneven cooling. KEY WORDS surface network cracks;intergranular cracks:abnormally large prioraustenite grains:nitride;proeutectoid ferrite 在电炉钢大方坯连铸中，特别是在采用铁水热 1实验方法 装后，对俦坯的表面质量要求越来越严格，在板坯 连铸中经常出现的表面纵裂纹和角部横裂纹在大方 为了弄清楚该钢种大方坯连铸时产生表面网状 坯连铸中并不常见，而经常发生的缺陷则是在铸坯 裂纹的原因，采用以下方法进行分析研究 表面呈网状分布的表面网状裂纹， (1)取出现裂纹的铸坯试样，在铸坯表层连续 在生产某低碳硼合金钢时，由于大方坯表面存 切取4块15mm×15mmX15mm的试样，分别标记 在网状裂纹导致轧制过程中出现纵裂，严重影响了 为1、2、3、4.如图1所示，对试样1、2裂纹表面预 生产率和产品质量，本文通过微观检测、热模拟等 磨、抛光，对试样3、4裂纹截面预磨、抛光，用SEM 手段分析了表面网状裂纹产生的原因及机理， 及EDS观察裂纹的形貌特征及检测裂纹区域夹杂 收稿日期：2009-08-01 作者简介：李朋欢(1982一)男，博士研究生；包燕平(1963一)，男，教授，博士生导师，Emal:baoyp@ustb.ed:cn
异常粗大的奥氏体晶粒对表面晶间裂纹的影响 李朋欢 包燕平 岳 峰 彭 尊 吴华杰 北京科技大学冶金与生态工程学院北京100083 摘 要 在大方坯连铸中经常出现的缺陷是表面网状裂纹．由于铸坯表面存在网状裂纹导致轧制过程中出现严重的纵裂 纹．通过微观检测、热模拟等手段分析了表面网状裂纹产生的原因及机理由实验结果可以看出表面网状裂纹沿异常粗大的 奥氏体晶粒开裂其实质是奥氏体晶间裂纹；异常粗大的奥氏体晶粒、残余元素 Cu 的富集以及 AlN、BN 等氮化物和先共析铁 素体薄膜的析出是导致该钢种产生晶间裂纹的主要原因；大的奥氏体晶粒是残余元素富集以及氮化物和先共析铁素体薄膜 析出的先决条件因此表面网状裂纹是第Ⅱ和第Ⅲ脆性区间相互作用的结果经常出现在存在凹陷和鼓肚的部位；异常粗大 的奥氏体晶粒产生的主要原因是高的过热度和不均匀冷却． 关键词 表面网状裂纹；晶间裂纹；超大奥氏体晶粒；氮化物；先共析铁素体 Effect of abnormally large prior-austenite grains on the presence of surface intergranular cracks LI Peng-huanBA O Y an-pingY UE FengPENG ZunW U Hua-jie Engineering Research InstituteUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China ABSTRACT Surface network cracks that often appear in bloom casting can cause severe longitudinal cracks during the rolling process．T hrough micro-examination and hot tensile testsseveral results were obtained．T he surface network cracks are obviously intergranular located at the boundaries of abnormally large prior-austenite grains．It has been recognized that network cracks are associated with large prior-austenite grainsresidual Cu elementprecipitation of carbides and nitrides （AlNBNNb（CN））and ferrite films．T he main precondition for crack formation appears to be a coarse microstructurewhich leads to critical concentrations of segregated solutes and precipitates along the austenite grain boundaries．T his may lead to a combined effect of region Ⅱ-and Ⅲ-embrittlement for network cracking．T he cracks occur mostly at the locations where bulging or surface depression appears．T he study has shown that the abnormally large prior-austenite grains are caused by higher superheat and uneven cooling． KEY WORDS surface network cracks；intergranular cracks；abnormally large prior-austenite grains；nitride；proeutectoid ferrite 收稿日期：2009-08-01 作者简介：李朋欢（1982—）男博士研究生；包燕平（1963—）男教授博士生导师E-mail：baoyp＠ustb．edu．cn 在电炉钢大方坯连铸中特别是在采用铁水热 装后对铸坯的表面质量要求越来越严格．在板坯 连铸中经常出现的表面纵裂纹和角部横裂纹在大方 坯连铸中并不常见而经常发生的缺陷则是在铸坯 表面呈网状分布的表面网状裂纹． 在生产某低碳硼合金钢时由于大方坯表面存 在网状裂纹导致轧制过程中出现纵裂严重影响了 生产率和产品质量．本文通过微观检测、热模拟等 手段分析了表面网状裂纹产生的原因及机理． 1 实验方法 为了弄清楚该钢种大方坯连铸时产生表面网状 裂纹的原因采用以下方法进行分析研究． （1） 取出现裂纹的铸坯试样在铸坯表层连续 切取4块15mm×15mm×15mm 的试样分别标记 为1、2、3、4．如图1所示对试样1、2裂纹表面预 磨、抛光对试样3、4裂纹截面预磨、抛光用 SEM 及 EDS 观察裂纹的形貌特征及检测裂纹区域夹杂 第31卷 增刊1 2009年 12月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．31Suppl．1 Dec．2009 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2009．s1．003
.178. 北京科技大学学报 2009年增刊1 物的形貌及成分 表面网状裂纹均沿奥氏体晶界开裂，而且沿奥氏体 加工面（裂纹剖面） 晶界存在白色的先共析铁素体薄膜， 加工面 (a) (b) (裂纹表面) 图1试样加工图 (2)SEM及EDS检测之后试样用4%硝酸侵 图3裂纹深度.(a)试样3；(b)试样4 蚀，用金相显微镜观察裂纹区域的组织特征， a b (3)在铸坯上取数根10mm×110mm的棒 样，然后在Gleebl1500上进行热模拟实验.在Ar气 保护条件下，将试样以20℃/s的速度加热至 1350℃，保温3min,以均匀成分和温度，以3℃/s 的冷却速率冷却至实验温度(600、700、750、800、 850,900℃)，保温30s后1.0×10-3s的应变速率 图4裂纹sEM照片.(a)试样1；(b)试样2 进行拉伸，试样拉断后迅速喷水冷却.试样冷却后， 计算出断面收缩率(RA%)和强度(，Nmm2), b 采用SEM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， 2结果与讨论 500m 500m 2.1铸坯表面网状裂纹的特征 通过观察发现表面网状裂纹存在以下特征： 图5光学显微镜下裂纹照片.(a)表面；(b)裁面 (1)裂纹在铸坯黑皮状态下很难发现，通常在 用热酸酸洗之后才能发现，酸洗后的照片如图2 2.2表面网状裂纹成因分析 所示， 2.2.1裂纹沿粗大的奥氏体晶粒开裂 在对裂纹试样进行金相和SEM观察时，发现 裂纹几乎全部沿粗大的奥氏体晶粒开裂，通常沿晶 界的交叉点开裂然后沿晶界延伸，如图4~6所示. (a) 图2酸洗后的低倍照片 (2)一般很细小，深度在100m到数mm之 500um 500μm 间.如图3所示，裂纹深度通常为1mm以下，不过 Ic] d 在某些位置裂纹可以扩展到2~3mm以上，尽管在 加热炉中起鳞后可以去除较浅的微裂纹，但较深的 裂纹却无法去除，导致在轧制过程中开裂产生严重 的裂纹 500um 50011m (③)沿奥氏体晶界分布·表面网状裂纹只是对 图6裂纹沿粗大奥氏体晶粒分布，(a)试样1裂纹表面：(b)试 其表象的形容，其实质是奥氏体晶粒间裂纹 样1裂纹表面局部放大；(c)试样2裂纹表面；(d)试样2裂纹 如图4和图5所示，无论从表面还是从截面看， 表面局部放大
物的形貌及成分． 图1 试样加工图 （2） SEM 及 EDS 检测之后试样用4％硝酸侵 蚀用金相显微镜观察裂纹区域的组织特征． （3） 在铸坯上取数根φ10mm ×110mm 的棒 样然后在 Gleebl1500上进行热模拟实验．在 Ar 气 保护 条 件 下将 试 样 以 20℃／s 的 速 度 加 热 至 1350℃保温3min以均匀成分和温度以3℃／s 的冷却速率冷却至实验温度（600、700、750、800、 850、900℃）保温30s 后1∙0×10—3 s 的应变速率 进行拉伸试样拉断后迅速喷水冷却．试样冷却后 计算出断面收缩率（RA％）和强度（σbN·mm —2） 采用 SEM 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． 2 结果与讨论 2∙1 铸坯表面网状裂纹的特征 通过观察发现表面网状裂纹存在以下特征： （1） 裂纹在铸坯黑皮状态下很难发现通常在 用热酸酸洗之后才能发现酸洗后的照片如图2 所示． 图2 酸洗后的低倍照片 （2） 一般很细小深度在100μm 到数 mm 之 间．如图3所示裂纹深度通常为1mm 以下不过 在某些位置裂纹可以扩展到2～3mm 以上．尽管在 加热炉中起鳞后可以去除较浅的微裂纹但较深的 裂纹却无法去除导致在轧制过程中开裂产生严重 的裂纹． （3） 沿奥氏体晶界分布．表面网状裂纹只是对 其表象的形容其实质是奥氏体晶粒间裂纹． 如图4和图5所示无论从表面还是从截面看 表面网状裂纹均沿奥氏体晶界开裂而且沿奥氏体 晶界存在白色的先共析铁素体薄膜． 图3 裂纹深度．（a） 试样3；（b） 试样4 图4 裂纹 SEM 照片．（a） 试样1；（b） 试样2 图5 光学显微镜下裂纹照片．（a） 表面；（b） 截面 2∙2 表面网状裂纹成因分析 2∙2∙1 裂纹沿粗大的奥氏体晶粒开裂 图6 裂纹沿粗大奥氏体晶粒分布．（a） 试样1裂纹表面；（b） 试 样1裂纹表面局部放大；（c） 试样2裂纹表面；（d） 试样2裂纹 表面局部放大 在对裂纹试样进行金相和 SEM 观察时发现 裂纹几乎全部沿粗大的奥氏体晶粒开裂通常沿晶 界的交叉点开裂然后沿晶界延伸如图4～6所示． ·178· 北 京 科 技 大 学 学 报 2009年 增刊1
Vol.31 Suppl.1 李朋欢等：异常粗大的奥氏体晶粒对表面晶间裂纹的影响 .179. 通常认为表面横裂纹与超大奥氏体晶粒有关， Cu元素有不同程度的富集，如图9所示，特别是在 作者发现表面网状裂纹亦产生在异常粗大的奥氏体 裂纹的尖端部位，Cu的含量可达到4%左右 晶粒的晶界，验证了国际著名冶金学家M,Wolf和 裂纹 裂纹裂纹 Rain Dippenaar教授的观，点[3]. Cu.Sn.Sb氧化铁皮！(Fe,Mn)S-O M.Wolf曾经指出粗大的奥氏体晶粒是引起表 裂纹 面晶间裂纹的主要原因[，Rain Dippenaar教授 钢液 AIN.BN.Nb(C.N) 下树枝品 将尺寸超过1mm的奥氏体晶粒称为“Blown Grains'”,认为这种异常粗大的奥氏体晶粒在表面横 裂纹和网状裂纹的形成过程中起决定性作用] 由图7所示的统计结果可以看出，裂纹区域 6(00 900 500m~1mm的奥氏体晶粒约为50%，超过1mm 12007 变形温度 的超大奥氏体晶粒则占到了总数的35%之多.因 此，可以认为该低碳硼合金钢铸坯产生表面网状裂 图8钢的高温脆性区 纹与异常粗大的奥氏体晶粒有明显的对应关系， s00 um 15% 35% 500-1000m 50% 50m 4.0 35 3.0 图7裂纹区域晶粒尺寸分布 异常粗大的奥氏体晶粒引起表面晶间裂纹的主 8 15 要原因有以下两点 1.0 (1)粗大奥氏体晶粒本身的裂纹敏感性，粗大 0.5 奥氏体晶粒之间的结合力本身就比细小晶粒要弱， 0 区域1区城2区城3区域4区域5区域6 较小的应变能就可能驱使晶界移动产生微裂纹， 裂蚊不同部位 (2)粗大的奥氏体晶粒尺寸决定了沉淀析出物 的析出，如图8所示，Wolf指出无论是在第Ⅱ脆性 图9裂纹区域Cu元素的含量 区由于残余元素的富集引起的表面晶间裂纹，还是 目前连铸普遍采用镀Cr、Ni结晶器，而生产其 在第Ⅲ脆性区由于氨化物的析出引起的表面晶间裂 他钢种时未发现表面网状裂纹，因此可以排除结晶 纹，都与粗大的奥氏体晶粒有关山.在残余元素含 器渗铜的可能性，该钢种残余元素Cu的含量在 量和其他浇注参数不变的条件下，形成晶间裂纹的 0.1%~0.2%之间，由于初生奥氏体异常粗大，即便 必要先决条件是某一临界晶粒直径，即便在残余元 在残余元素含量并不是很高时仍可在晶界析出，降 素含量并不是很高的情况下，若晶粒尺寸超过一定 低了晶界结合力，诱发产生晶间裂纹；另外在氧化铁 临界值仍然可以在晶界富集析出；同样，氮化物的析 皮的形成过程中由于选择性氧化，Cu在铸坯表面的 出也取决于晶粒尺寸.根据Rain Dippenaar教授的 氧化铁皮下富集形成液相，液相沿晶界穿行使晶界 研究，认为粗大奥氏体晶粒的临界尺寸为1mm, 破坏而失去塑性，有无C山的析出和富集时形成裂 2.2.2裂纹区域有残余元素Cu的富集 纹所需要的界面能分别为3400和2mJ/m2,因此 对多个裂纹试样进行SEM观察，除发现有氧 Cu的析出和富集大大加剧了产生裂纹的可能性[. 化脱碳现象外并未发现裂纹区域有明显的夹杂物， 2.2.3氨化物和先共析铁素体的析出 但对裂纹不同区域的成分检测结果显示，裂纹区域 对于铝镇静低碳钢(A1≥0.02%)，因延展性低
通常认为表面横裂纹与超大奥氏体晶粒有关 作者发现表面网状裂纹亦产生在异常粗大的奥氏体 晶粒的晶界验证了国际著名冶金学家 M．Wolf 和 Rain Dippenaar 教授的观点［3］． M．Wolf 曾经指出粗大的奥氏体晶粒是引起表 面晶间裂纹的主要原因［1—2］．Rain Dippenaar 教授 将尺 寸 超 过 1mm 的 奥 氏 体 晶 粒 称 为 “Blown Grains”认为这种异常粗大的奥氏体晶粒在表面横 裂纹和网状裂纹的形成过程中起决定性作用［3］． 由图7所示的统计结果可以看出裂纹区域 500μm～1mm 的奥氏体晶粒约为50％超过1mm 的超大奥氏体晶粒则占到了总数的35％之多．因 此可以认为该低碳硼合金钢铸坯产生表面网状裂 纹与异常粗大的奥氏体晶粒有明显的对应关系． 图7 裂纹区域晶粒尺寸分布 异常粗大的奥氏体晶粒引起表面晶间裂纹的主 要原因有以下两点． （1） 粗大奥氏体晶粒本身的裂纹敏感性．粗大 奥氏体晶粒之间的结合力本身就比细小晶粒要弱 较小的应变能就可能驱使晶界移动产生微裂纹． （2） 粗大的奥氏体晶粒尺寸决定了沉淀析出物 的析出．如图8所示Wolf 指出无论是在第Ⅱ脆性 区由于残余元素的富集引起的表面晶间裂纹还是 在第Ⅲ脆性区由于氮化物的析出引起的表面晶间裂 纹都与粗大的奥氏体晶粒有关［1］．在残余元素含 量和其他浇注参数不变的条件下形成晶间裂纹的 必要先决条件是某一临界晶粒直径即便在残余元 素含量并不是很高的情况下若晶粒尺寸超过一定 临界值仍然可以在晶界富集析出；同样氮化物的析 出也取决于晶粒尺寸．根据 Rain Dippenaar 教授的 研究认为粗大奥氏体晶粒的临界尺寸为1mm． 2∙2∙2 裂纹区域有残余元素 Cu 的富集 对多个裂纹试样进行 SEM 观察除发现有氧 化脱碳现象外并未发现裂纹区域有明显的夹杂物 但对裂纹不同区域的成分检测结果显示裂纹区域 Cu 元素有不同程度的富集如图9所示特别是在 裂纹的尖端部位Cu 的含量可达到4％左右． 图8 钢的高温脆性区 图9 裂纹区域 Cu 元素的含量 目前连铸普遍采用镀 Cr、Ni 结晶器而生产其 他钢种时未发现表面网状裂纹因此可以排除结晶 器渗铜的可能性．该钢种残余元素 Cu 的含量在 0∙1％～0∙2％之间由于初生奥氏体异常粗大即便 在残余元素含量并不是很高时仍可在晶界析出降 低了晶界结合力诱发产生晶间裂纹；另外在氧化铁 皮的形成过程中由于选择性氧化Cu 在铸坯表面的 氧化铁皮下富集形成液相液相沿晶界穿行使晶界 破坏而失去塑性．有无 Cu 的析出和富集时形成裂 纹所需要的界面能分别为3400和2mJ／m 2因此 Cu 的析出和富集大大加剧了产生裂纹的可能性［4］． 2∙2∙3 氮化物和先共析铁素体的析出 对于铝镇静低碳钢（Al≥0∙02％）因延展性低 Vol．31Suppl．1 李朋欢等： 异常粗大的奥氏体晶粒对表面晶间裂纹的影响 ·179·
,180 北京科技大学学报 2009年增刊1 而倾向于形成表面晶间裂纹缺陷[)].在600~900℃ 60%作为判断标准，600~900℃确实是该钢种的低 的低温脆性区内，AIN、BN、Nb(C,N)等碳氨化物质 温脆性区，特别是在800℃时，试样的断面收缩率仅 点在奥氏体晶界沉淀析出，成为应力集中源，在外力 为14.7%，此时塑性最差，对裂纹敏感性最强.对 作用下引起晶界滑移，形成孔洞（如图10所示）增加 800℃时的断口的形貌和组织特征进行了观察和分 了晶界脆性].随后或与此同时，在奥氏体晶界产 析，结果如下 生薄膜状的先共析铁素体，由于aFe的强度仅为 由图12可以看出，断口表面凹凸不平，呈冰糖 YF强度的l/4,使晶界集中不均匀变形而产生晶 块状，表现为沿晶断裂，图13为试样在拉断后急冷 界脆裂；并且在先共析铁素体中，沉淀元素的溶解能 后的组织，主要是板条马氏体以及晶界处的羽毛状 力明显低于铁素体中的溶解能力，因此更容易析出， 上贝氏体，这两种组织均是由于高速冷却得到的淬 较之于间断的铁素体膜，裂纹更易于沿连续的铁素 火组织，在实际连铸中一般不会出现：同时上贝氏体 体膜扩展门 的出现说明B的加入明显提高了该钢的淬透性， b 100m b 图10晶界脆裂示意图.(a)晶界沉淀物AIN.BN等；(b)晶界 图12800℃时的断口形貌.(a)整体形貌：(b)局部放大 滑移形成孔洞；(c)晶界铁素体形成；(d)孔洞聚合 由表1可以看出，该钢种属于典型的铝镇静低 碳合金钢，特别是添加了微量的B元素，而且氮含 量明显高于其他钢种，因此更容易形成AIN、BN等 氨化物，所以钢种成分的特性决定了该钢种对表面 晶间裂纹的强烈敏感性，由图4~6可以很明显的 00m 看出，沿奥氏体晶界已经析出薄膜状的先共析铁素 体，由于氨化物特别是BN的检测异常复杂和困 难，本文通过Gleeble 1500模拟连铸坯的高温塑性 来进行验证 表1实验钢种成分（质量分数） % 00m 100m C Nb Al 图13800℃的断口组织.(a)整体形貌：(b)(c)沿晶裂纹及先 0.22 0.001-0.0030.02-0.03 0.03 0.01 共析铁素体薄膜；()晶界交叉点裂纹 实验结果如图11所示，以断面收缩率低于 70广 在高倍数下，能明显看出奥氏体晶界上已经有白色 300 的先共析铁素体薄膜析出，如图13(b)、(c)·特别是 60 一断面收缩率 ·强度 250 在晶界交叉点发现了一些裂纹，典型形貌如 50 图13(d)所示.产生这种裂纹主要是由于AlN、BN 200 40 等氨化物质点在奥氏体晶界析出，成为应力集中源， 30 150 在应力作用下形成裂纹，通常把这种裂纹的出现作 20 100 为氨化物析出的标志， 通过热模拟实验，可以确定：由于AIN、BN的析 10 600650700750800850900 温度℃ 出和先共析铁素体薄膜的形成，该钢种在600~ 900℃存在低温脆性，特别是在800℃时塑性最差， 图11不同温度下的断面收缩率和强度 更容易出现裂纹
而倾向于形成表面晶间裂纹缺陷［5］．在600～900℃ 的低温脆性区内AlN、BN、Nb（CN）等碳氮化物质 点在奥氏体晶界沉淀析出成为应力集中源在外力 作用下引起晶界滑移形成孔洞（如图10所示）增加 了晶界脆性［6］．随后或与此同时在奥氏体晶界产 生薄膜状的先共析铁素体由于α—Fe 的强度仅为 γ—Fe强度的1／4使晶界集中不均匀变形而产生晶 界脆裂；并且在先共析铁素体中沉淀元素的溶解能 力明显低于铁素体中的溶解能力因此更容易析出 较之于间断的铁素体膜裂纹更易于沿连续的铁素 体膜扩展［7］． 图10 晶界脆裂示意图．（a） 晶界沉淀物 AlN、BN 等；（b） 晶界 滑移形成孔洞；（c） 晶界铁素体形成；（d） 孔洞聚合 由表1可以看出该钢种属于典型的铝镇静低 碳合金钢特别是添加了微量的 B 元素而且氮含 量明显高于其他钢种因此更容易形成 AlN、BN 等 氮化物所以钢种成分的特性决定了该钢种对表面 晶间裂纹的强烈敏感性．由图4～6可以很明显的 看出沿奥氏体晶界已经析出薄膜状的先共析铁素 体．由于氮化物特别是 BN 的检测异常复杂和困 难本文通过 Gleeble1500模拟连铸坯的高温塑性 来进行验证． 表1 实验钢种成分（质量分数） ％ C B Nb Al N 0∙22 0∙001～0∙003 0∙02～0∙03 0∙03 0∙01 图11 不同温度下的断面收缩率和强度 实验结果如图11所示．以断面收缩率低于 60％作为判断标准600～900℃确实是该钢种的低 温脆性区特别是在800℃时试样的断面收缩率仅 为14∙7％此时塑性最差对裂纹敏感性最强．对 800℃时的断口的形貌和组织特征进行了观察和分 析结果如下． 由图12可以看出断口表面凹凸不平呈冰糖 块状表现为沿晶断裂．图13为试样在拉断后急冷 后的组织主要是板条马氏体以及晶界处的羽毛状 上贝氏体这两种组织均是由于高速冷却得到的淬 火组织在实际连铸中一般不会出现；同时上贝氏体 的出现说明 B 的加入明显提高了该钢的淬透性． 图12 800℃时的断口形貌．（a） 整体形貌；（b） 局部放大 图13 800℃的断口组织．（a） 整体形貌；（b） （c） 沿晶裂纹及先 共析铁素体薄膜；（d） 晶界交叉点裂纹 在高倍数下能明显看出奥氏体晶界上已经有白色 的先共析铁素体薄膜析出如图13（b）、（c）．特别是 在晶 界 交 叉 点 发 现 了 一 些 裂 纹典 型 形 貌 如 图13（d）所示．产生这种裂纹主要是由于 AlN、BN 等氮化物质点在奥氏体晶界析出成为应力集中源 在应力作用下形成裂纹．通常把这种裂纹的出现作 为氮化物析出的标志． 通过热模拟实验可以确定：由于 AlN、BN 的析 出和先共析铁素体薄膜的形成该钢种在600～ 900℃存在低温脆性特别是在800℃时塑性最差 更容易出现裂纹． ·180· 北 京 科 技 大 学 学 报 2009年 增刊1
Vol.31 Suppl.I 李朋欢等：异常粗大的奥氏体晶粒对表面晶间裂纹的影响 181 3讨论 (a) (b) 3.1第Ⅱ脆性区与第Ⅲ脆性区 由图8可以看出，残余元素以及氨化物和先共 析铁素体薄膜引起晶间裂纹的温度范围是不同的， 分别处于第Ⅱ脆性区与第Ⅲ脆性区，对于该钢种产 生晶间裂纹则是两种不同脆断机制共同作用的结 (c) 果，并且这两种不同的脆断机制都与异常粗大的奥 氏体晶粒有关， 3,2粗大奥氏体晶粒产生的原因 粗大的奥氏体晶粒产生的主要原因是高的过热 度和不均匀的冷却，过高的过热度使坯壳变薄、组 织粗化·冷却不均匀则导致坯壳的不均匀生长产生 图15裂纹出现的部位.(a)角部凹陷有裂纹：(b)角部无凹陷 褶皱，或者某些区域收缩严重形成凹陷，导致这些区 无裂纹：(c)下侧鼓肚（黑线为基准线）：()鼓肚处的裂纹 域气隙过大，结晶器热流减缓，坯壳表面回温，当表 (4)残余元素的富集引起晶间裂纹发生在 面温度达到1350℃甚至更高，奥氏体晶粒长大，可 950~1150℃的高温脆性区，而氨化物和先共析铁 以是初生凝固组织的几倍， 素体薄膜的析出引起晶间裂纹则发生在600~ 如图14所示，钢液的过热度较高，一般在37~ 900℃的低温脆性区，对于同一钢种形成晶间裂纹 42℃之间.低倍照片显示，表面网状裂纹主要出现 可以是两者共同作用的结果 在存在凹陷和鼓肚的部位，如图15所示.大方坯结 (5)表面网状裂纹通常出现在存在凹陷和鼓肚 晶器倒角半径大，造成角部气隙严重，传热不均匀， 的部位 裂纹更容易出现在角部凹陷处，出现凹陷部位的晶 (6)粗大的奥氏体晶粒产生的主要原因是高的 粒通常都很粗大，容易引起裂纹，另外有鼓肚的试 过热度和不均匀冷却. 片表面有网状裂纹，鼓肚越严重，裂纹越严重，在鼓 肚的形成过程中由于钢水静压的作用导致己经存在 参考文献 的微裂纹扩展或者产生新的裂纹， [1]Wolf MM.Fine intergranular surface cracks in bloom casting. 43 Trans ISIJ,1984,24(5):351 [2]Wolf MM.Estimation method of crack susceptibility for new steel grades.Ist European Conference on Continuous Casting, Florence,1991,2:489 [3]Dippenaar R.Moon S C.Szekeres E S.Strand surface cracks- the role of abnormally large prior austenite grains.Iron Steel Technol,.2007,4(7):105 36 [4]Kajitani T.wakoh M,Tokumitsu N.et al.Influence of tempera- 35 5 min 10 min 20 min 30 min 40 min ture and strain on surface crack due to residual copper in carbon 开浇后钢液过热度的变化情况 stee.1996 Ironmaking Conference Proceedings,Pittsburgh. 1996:625 图14浇铸过程中钢液过热度的变化 [5]Cai KK.Cheng S F.Principle and Process of Continuous Cast- ing.Beijing:Metallurgical Industry Press.2007:336 4结论 (蔡开科，程士富·连续铸钢原理与工艺，北京：治金工业出版 社，2007：336) (1)表面网状裂纹实质是奥氏体晶粒间裂纹， [6]Hurtado-Delgado E.Morales R D.Hot ductility and fracture (2)异常粗大的奥氏体晶粒、残余元素Cu的富 mechanisms of a C-Mn-Nb-Al steel.Metall Mater Trans B. 集以及氨化物和先共析铁素体薄膜的析出是导致产 2001,32(5):919 生晶间裂纹的主要原因， [7]Mikio S,Makoto S,Chonghee Y,et al.In"situ measurement of (③)粗大的奥氏体晶粒是残余元素富集以及氨 fracture strength of solidifying stee shells to predict upper limit of 化物和先共析铁素体薄膜析出的先决条件. casting speed in continuous caster with oscillating mold.ISI/Int, 1997,37(4):375
3 讨论 3∙1 第Ⅱ脆性区与第Ⅲ脆性区 由图8可以看出残余元素以及氮化物和先共 析铁素体薄膜引起晶间裂纹的温度范围是不同的 分别处于第Ⅱ脆性区与第Ⅲ脆性区．对于该钢种产 生晶间裂纹则是两种不同脆断机制共同作用的结 果并且这两种不同的脆断机制都与异常粗大的奥 氏体晶粒有关． 3∙2 粗大奥氏体晶粒产生的原因 粗大的奥氏体晶粒产生的主要原因是高的过热 度和不均匀的冷却．过高的过热度使坯壳变薄、组 织粗化．冷却不均匀则导致坯壳的不均匀生长产生 褶皱或者某些区域收缩严重形成凹陷导致这些区 域气隙过大结晶器热流减缓坯壳表面回温当表 面温度达到1350℃甚至更高奥氏体晶粒长大可 以是初生凝固组织的几倍． 如图14所示钢液的过热度较高一般在37～ 42℃之间．低倍照片显示表面网状裂纹主要出现 在存在凹陷和鼓肚的部位如图15所示．大方坯结 晶器倒角半径大造成角部气隙严重传热不均匀 裂纹更容易出现在角部凹陷处．出现凹陷部位的晶 粒通常都很粗大容易引起裂纹．另外有鼓肚的试 片表面有网状裂纹鼓肚越严重裂纹越严重．在鼓 肚的形成过程中由于钢水静压的作用导致已经存在 的微裂纹扩展或者产生新的裂纹． 图14 浇铸过程中钢液过热度的变化 4 结论 （1） 表面网状裂纹实质是奥氏体晶粒间裂纹． （2） 异常粗大的奥氏体晶粒、残余元素 Cu 的富 集以及氮化物和先共析铁素体薄膜的析出是导致产 生晶间裂纹的主要原因． （3） 粗大的奥氏体晶粒是残余元素富集以及氮 化物和先共析铁素体薄膜析出的先决条件． 图15 裂纹出现的部位．（a） 角部凹陷有裂纹；（b） 角部无凹陷 无裂纹；（c） 下侧鼓肚（黑线为基准线）；（d） 鼓肚处的裂纹 （4） 残余元素的富集引起晶间裂纹发生在 950～1150℃的高温脆性区而氮化物和先共析铁 素体薄膜的析出引起晶间裂纹则发生在600～ 900℃的低温脆性区对于同一钢种形成晶间裂纹 可以是两者共同作用的结果． （5） 表面网状裂纹通常出现在存在凹陷和鼓肚 的部位． （6） 粗大的奥氏体晶粒产生的主要原因是高的 过热度和不均匀冷却． 参 考 文 献 ［1］ Wolf M M．Fine intergranular surface cracks in bloom casting． T rans ISIJ198424（5）：351 ［2］ Wolf M M．Estimation method of crack susceptibility for new steel grades．1st European Conference on Continuous Casting Florence19912：489 ［3］ Dippenaar RMoon S CSzekeres E S．Strand surface cracks— the role of abnormally large prior-austenite grains． Iron Steel Technol20074（7）：105 ［4］ Kajitani Twakoh MTokumitsu Net al．Influence of temperature and strain on surface crack due to residual copper in carbon steel．1996 Ironmaking Conference ProceedingsPittsburgh 1996：625 ［5］ Cai K KCheng S F．Principle and Process of Continuous Casting．Beijing：Metallurgical Industry Press2007：336 （蔡开科程士富．连续铸钢原理与工艺．北京：冶金工业出版 社2007：336） ［6］ Hurtado-Delgado EMorales R D．Hot ductility and fracture mechanisms of a C-Mn-Nb-Al steel． Metall Mater T rans B 200132（5）：919 ［7］ Mikio SMakoto SChonghee Yet al．In-situ measurement of fracture strength of solidifying steel shells to predict upper limit of casting speed in continuous caster with oscillating mold．ISIJ Int 199737（4）：375 Vol．31Suppl．1 李朋欢等： 异常粗大的奥氏体晶粒对表面晶间裂纹的影响 ·181·
