。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