第6期 孙彦辉等：中碳钢高温力学和冶金行为 。711。 素在枝晶间富集生成液膜导致试样的塑性和强度降 物.所以，该区域钢脆化的原因是高温下枝晶间富 低.图6为断口表面析出物及其能谱.由图可知，在 集溶质液相或含Mn、Si等元素的夹杂物而导致的 晶间富集有Mn、Si、Al、Ca和Fe等元素形成的夹杂 枝晶间脆性， (b) 700 600 品 200 Mg 100 Mn Ca Fe X4g950从m 2 4 6 10 E/keV 图6试样断口表面析出物照片(a及能谱(b) Fig.6 SEM image (a)and energy spectrum(b)of inclusions in sample surface 凝固脆性区钢的脆化对裂纹的形成有重要影 器传热均匀 响.在凝固温度Ts附近由于S、P和0等元素在枝 2.4低温脆性区钢的脆化原因 晶间偏析形成液相膜而导致钢的强度和塑性极低， 试样在800℃下拉断后，断口表面凹凸不平，呈 坯壳的临界断裂应力为1~4MP9,而断裂应变只 冰糖块状，都表现为沿晶断裂模式，晶粒间存在孔 有02%~0.3%，当受到横向拉伸应力时极易沿 洞，如图7(a):放大后可以看到晶界处存在塑性变 枝晶间产生裂纹源.连铸坯上的大多数裂纹如纵裂 形的痕迹并有大量细小的塑坑和微孔存在 纹即起源于枝晶间液膜并沿枝晶扩张.因此，为了 (图7（©）.这是由于试样拉伸时优先在晶界附近变 防止纵裂纹萌生，应采取如下措施：(1)降低钢中 形，在析出物或夹杂物处产生微孔，微孔集聚导致了 SP等杂质元素含量；(2)防止坯壳变形；(3)结晶 沿晶断裂. (c) 图7拉伸断口形貌(800○.()整体：(b)局部：(d品界塑坑 Fig 7 Tensile fracture morphologies at 800 C.(a)global feature (b)local featue:(c)intergranular micmopore 图8为试样断口磨平后经4%硝酸酒精侵蚀后 量不同.硅为铁素体形成元素使A3温度升高，而 的金相组织.SS400钢的断口组织晶界处铁素体析 锰是奥氏体形成元素使Ar3温度下降.Q235B钢与 出呈网状，此时面缩率只有285%.Q235B钢的断 SS400钢锰含量相差不大，硅含量稍高，Q235B钢a 口组织中铁素体己开始在晶粒内部析出，α相数量 相析出早，所以800℃时Q235B钢α相量较多. 增多，塑性相比SS400钢有所恢复，但是晶界网状α Q345B钢由于含锰较高，800℃还处于奥氏体相区 相尚未完全破坏，因此平仅恢复到35.3%.Q345B 淬火后得到的是板条状马氏体组织. 钢的断口组织为奥氏体淬火后得到的板条状马氏体 图9和图10为试样表面夹杂物电子探针分析 组织，并可以观察到沿原奥氏体晶界的晶间裂纹，此 结果.图9中夹杂物含有Ca、Si和Mg等元素. 时钢的面缩率也是较低的，仅有281%.造成该温 图l0的夹杂物中含有大量Ca和Mg,并含有Na元 度下组织差异的主要原因是由于试样中Si,Mn含 素，为外来夹杂.这些晶界夹杂物粒子的存在，加剧素在枝晶间富集生成液膜导致试样的塑性和强度降 低.图 6 为断口表面析出物及其能谱.由图可知, 在 晶间富集有 M n 、Si 、Al 、Ca 和 Fe 等元素形成的夹杂 物 .所以, 该区域钢脆化的原因是高温下枝晶间富 集溶质液相或含 M n 、Si 等元素的夹杂物而导致的 枝晶间脆性 . 图 6 试样断口表面析出物照片( a) 及能谱( b) Fig.6 SEM image ( a) and energy spectrum (b) of inclusions in sample surface 凝固脆性区钢的脆化对裂纹的形成有重要影 响.在凝固温度 TS 附近由于 S 、P 和O 等元素在枝 晶间偏析形成液相膜而导致钢的强度和塑性极低, 坯壳的临界断裂应力为 1 ～ 4 MPa [ 5] , 而断裂应变只 有 0.2 %～ 0.3 %[ 6] , 当受到横向拉伸应力时极易沿 枝晶间产生裂纹源.连铸坯上的大多数裂纹如纵裂 纹即起源于枝晶间液膜并沿枝晶扩张.因此, 为了 防止纵裂纹萌生, 应采取如下措施 :( 1) 降低钢中 S 、P 等杂质元素含量;( 2) 防止坯壳变形;( 3) 结晶 器传热均匀 . 2.4 低温脆性区钢的脆化原因 试样在 800 ℃下拉断后, 断口表面凹凸不平, 呈 冰糖块状, 都表现为沿晶断裂模式, 晶粒间存在孔 洞,如图 7( a) ;放大后可以看到晶界处存在塑性变 形的 痕 迹 并 有 大 量 细 小 的 塑 坑 和 微 孔 存 在 ( 图 7( c) ) .这是由于试样拉伸时优先在晶界附近变 形, 在析出物或夹杂物处产生微孔, 微孔集聚导致了 沿晶断裂. 图 7 拉伸断口形貌( 800 ℃) .( a) 整体;( b) 局部;( c) 晶界塑坑 Fig.7 Tensile fracture morphologies at 800 ℃.( a) global f eature;( b) local featu re ;( c) intergranular micropore 图 8 为试样断口磨平后经 4 %硝酸酒精侵蚀后 的金相组织 .SS400 钢的断口组织晶界处铁素体析 出呈网状, 此时面缩率只有 28.5 %.Q235B 钢的断 口组织中铁素体已开始在晶粒内部析出, α相数量 增多, 塑性相比 SS400 钢有所恢复, 但是晶界网状 α 相尚未完全破坏, 因此 Χ仅恢复到 35.3 %.Q345B 钢的断口组织为奥氏体淬火后得到的板条状马氏体 组织, 并可以观察到沿原奥氏体晶界的晶间裂纹, 此 时钢的面缩率也是较低的, 仅有 28.1 %.造成该温 度下组织差异的主要原因是由于试样中 Si 、M n 含 量不同.硅为铁素体形成元素使 Ar3 温度升高, 而 锰是奥氏体形成元素使 Ar3 温度下降 .Q235B 钢与 SS400 钢锰含量相差不大, 硅含量稍高, Q235B 钢 α 相析出早, 所以 800 ℃时 Q235B 钢 α相量较多. Q345B 钢由于含锰较高, 800 ℃还处于奥氏体相区, 淬火后得到的是板条状马氏体组织. 图 9 和图 10 为试样表面夹杂物电子探针分析 结果.图 9 中夹杂物含有 Ca 、Si 和 Mg 等元素. 图 10 的夹杂物中含有大量 Ca 和 Mg , 并含有 Na 元 素, 为外来夹杂.这些晶界夹杂物粒子的存在, 加剧 第 6 期 孙彦辉等:中碳钢高温力学和冶金行为 · 711 ·