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