·186 北京科技大学学报 第36卷 240 图9为Q345B铸坯四个部位试样在800℃拉断 20 2 时的断口形貌.由图9可看出，Q345B钢四个部位 18 在800℃时的断口均为沿铁素体网膜断裂的沿晶脆 edw/'o 性断口，四个取样部位对钢的塑性影响几乎没有 100 差异 2.3.2AH32钢试样的断口分析 40 上述试验结果表明：来自铸坯表面的三组试样 600 700800 900100011001200 的断面收缩率变化规律基本相同，而距铸坯表面厚 T/℃ 图7AH32钢不同部位试样的强度变化曲线 度1/4处的2”、4”和6三组试样断面收缩率曲线都 Fig.7 Tensile strength curves of samples from AH32 steel at differ- 发生很大的波动，并且与铸坯表面的三组试样断面 ent positions 收缩率变化有很大不同.为了分析其产生的原因， 织)，说明800℃时铸坯四个部位成分的偏析对铁素 本文选取了分别来自铸坯表面和厚度1/4处的5·和 体的转变几乎没有影响 4试样的断口进行了对比分析. 10m 10μ 图8Q345B钢不同方位试样断口附近的金相组织.(a)B号试样：(b)C号试样 Fig.8 Metallographic microstructures of samples from Q345B steel at different positions:(a)Sample B:(b)Sample C 图10为来自铸坯表面的5"试样个别试验温 样品为100%发达的柱状晶区域，相对表面试样的 度下的断口形貌.由图10可知，试验温度为800 细小等轴晶而言，比较容易出现微裂纹、易偏析元素 ℃时的断裂模式为100%的沿晶断裂，脆性很大， 的成分偏析、铸坯组织疏松等缺陷.在进行高温拉 原因主要是在奥氏体晶界析出铁素体网膜造成 伸试验过程中，个别试样在加热、冷却和相变过程 的.当试验温度降到700℃时，此时试样的断裂 中，由于体积发生变化，导致试样在未拉伸前已出现 模式为穿晶韧窝和极少量的沿晶断裂，延塑性有 微裂纹源，在随后的拉伸过程中沿微裂纹扩展直到 很大改善，此时奥氏体晶界上的铁素体网膜己变 断裂，进而导致断面收缩率出现异常，断面收缩率均 的非常粗大，并且己经向晶内长大.试验温度为 较低 950℃时，断裂模式为沿晶断裂，但较800℃时的 断裂机理不同，此时试样沿晶界断裂主要是由于 3结论 微细的Nb(CN)和AlN质点沉淀在Y晶界析出 (1)对于Q345B钢铸坯，不同方向和位置取样 造成的.试验温度为1000℃时的断口上可以 对钢低温区域(950℃以下)延塑性影响较小，高温 明显看到很多韧窝，说明试样此时己具有很好的 区域(950℃以上)的延塑性影响相对较大. 延塑性. (2)对于AH32钢铸坯，表面部位的三组纵向 图11为来自铸坯厚度1/4处的4试样断面收 试样的高温延塑性曲线基本相同，而厚度1/4处的 缩率异常时的断口形貌.由图11看出，相同试验温 三组纵向试样的高温延塑性曲线与表面有很大差 度下的4和5试样的断口形貌完全不同，这也验证 异，其主要是取样部位位于发达的柱状晶区，较表面 了断面收缩率出现波动这一事实.经过进一步分析 的等轴晶更容易出现微裂纹、易偏析元素的成分偏 得出，可能是由于以下的原因造成的.厚度1/4的 析、铸坯组织疏松等缺陷造成的北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 7 AH32 钢不同部位试样的强度变化曲线 Fig． 7 Tensile strength curves of samples from AH32 steel at differ￾ent positions 织) ，说明 800 ℃时铸坯四个部位成分的偏析对铁素 体的转变几乎没有影响． 图 9 为 Q345B 铸坯四个部位试样在 800 ℃拉断 时的断口形貌． 由图 9 可看出，Q345B 钢四个部位 在 800 ℃时的断口均为沿铁素体网膜断裂的沿晶脆 性断口，四个取样部位对钢的塑性影响几乎没有 差异． 2. 3. 2 AH32 钢试样的断口分析 上述试验结果表明: 来自铸坯表面的三组试样 的断面收缩率变化规律基本相同，而距铸坯表面厚 度 1 /4 处的 2# 、4# 和 6# 三组试样断面收缩率曲线都 发生很大的波动，并且与铸坯表面的三组试样断面 收缩率变化有很大不同． 为了分析其产生的原因， 本文选取了分别来自铸坯表面和厚度 1 /4 处的5# 和 4# 试样的断口进行了对比分析． 图 8 Q345B 钢不同方位试样断口附近的金相组织． ( a) B 号试样; ( b) C 号试样 Fig． 8 Metallographic microstructures of samples from Q345B steel at different positions: ( a) Sample B; ( b) Sample C 图 10 为来自铸坯表面的 5 # 试样个别试验温 度下的断口形貌． 由图 10 可知，试验温度为 800 ℃ 时的断裂模式为 100% 的沿晶断裂，脆性很大， 原因主要是在奥氏体晶界析出铁素体网膜造成 的． 当试验温度降到 700 ℃ 时，此时试样的断裂 模式为穿晶韧窝和极少量的沿晶断裂，延塑性有 很大改善，此时奥氏体晶界上的铁素体网膜已变 的非常粗大，并且已经向晶内长大． 试验温度为 950 ℃ 时，断裂模式为沿晶断裂，但较 800 ℃ 时的 断裂机理不同，此时试样沿晶界断裂主要是由于 微细的 Nb( CN) 和 AlN 质 点 沉 淀 在 γ 晶 界 析 出 造成的［11］． 试验温度为 1000 ℃ 时的断口上可以 明显看到很多韧窝，说明试样此时已具有很好的 延塑性． 图 11 为来自铸坯厚度 1 /4 处的 4# 试样断面收 缩率异常时的断口形貌． 由图 11 看出，相同试验温 度下的 4# 和 5# 试样的断口形貌完全不同，这也验证 了断面收缩率出现波动这一事实． 经过进一步分析 得出，可能是由于以下的原因造成的． 厚度 1 /4 的 样品为 100% 发达的柱状晶区域，相对表面试样的 细小等轴晶而言，比较容易出现微裂纹、易偏析元素 的成分偏析、铸坯组织疏松等缺陷． 在进行高温拉 伸试验过程中，个别试样在加热、冷却和相变过程 中，由于体积发生变化，导致试样在未拉伸前已出现 微裂纹源，在随后的拉伸过程中沿微裂纹扩展直到 断裂，进而导致断面收缩率出现异常，断面收缩率均 较低． 3 结论 ( 1) 对于 Q345B 钢铸坯，不同方向和位置取样 对钢低温区域( 950 ℃ 以下) 延塑性影响较小，高温 区域( 950 ℃以上) 的延塑性影响相对较大． ( 2) 对于 AH32 钢铸坯，表面部位的三组纵向 试样的高温延塑性曲线基本相同，而厚度 1 /4 处的 三组纵向试样的高温延塑性曲线与表面有很大差 异，其主要是取样部位位于发达的柱状晶区，较表面 的等轴晶更容易出现微裂纹、易偏析元素的成分偏 析、铸坯组织疏松等缺陷造成的． · 681 ·