連鑄低碳微合金化鋼熱塑性的研究

1、連鑄低碳微合金化鋼熱塑性的研究付俊巖，C.I. Garcia, A.J. DeArdo(美國匹茲堡大學材料科學與工程系基礎金屬工藝研究所)1987年摘要：本研究的主要目的是研究連鑄低碳微合金鋼的熱塑性行為。本試驗用模擬連鑄過程的定向凝固法熔煉的鋼錠制成帶凸緣的試樣，采用熱壓縮試驗方法。該研究的目的還在于檢驗一些因素如奧氏體尺寸與微合金元素析出物在控制含V、Nb和Ti微合金化鋼熱塑性行為中的重要作用，并闡述連鑄坯表面裂紋產(chǎn)生的機理。關鍵詞：微合金化鋼，連鑄，熱塑性，析出物，晶粒細化。引 言眾所周知，微合金化鋼（MA）的連鑄工藝過程是有一定難度的，也就是說，其板坯易于產(chǎn)生裂紋，這些裂紋出現(xiàn)在振痕根

2、部、板坯邊緣及其上表面。過去幾年來，對低碳低合金鋼或微合金化鋼在低溫奧氏體到奧氏體-鐵素體雙相區(qū)這一溫度區(qū)間涉及連鑄坯的表面裂紋行為的熱塑性進行了廣泛的研究1-10。研究微合金化鋼在上述溫度區(qū)間的熱塑性很重要，因為大部分高強度低合金鋼（HSLA）連鑄坯是在弧形機上進行連鑄的，連鑄坯受到彎曲應力和/或矯直應力的作用7?；⌒芜B鑄機通常在800-950下進行矯直，在矯直過程中，發(fā)生了一系列冶金和機械過程。例如，沿原奧氏體晶界會出現(xiàn)大量析出物。這種析出物，與在矯直過程中產(chǎn)生的機械應力相互耦合，使微合金化鋼對表面裂紋非常敏感3，6，11。有許多因素被認為對控制微合金化鋼的熱塑性行為有重要作用，冶金因素、

3、機械和熱應力的復雜交互作用與鋼的微觀組織狀態(tài)有關，凝固組織、偏析、晶粒大小以及在凝固與冷卻過程中及凝固與冷卻后粒子沿晶界的析出行為等。導致熱塑性變差的主要控制因素如下：1 奧氏體晶界處變形前以及變形過程中碳化物和/或氮化物以及晶界處夾雜物的析出。這些析出物給變形過程中晶粒間的微孔洞形成提供了有效的核心位置3，8。2 熱變形過程中細小碳氮化物的析出抑制奧氏體再結晶，從而增強了沿奧氏體晶界的晶間斷裂5，12。盡管目前還沒有提出一個確切的機理，但大部分作者認為晶界處的析出是控制熱塑性的一個主要參數(shù)。3 沿奧氏體晶界存在鐵素體片。當材料在奧氏體-鐵素體雙相區(qū)變形時，應變會集中在軟的鐵素體內(nèi)，導致晶間析

4、出物之間接觸面的相互分離，產(chǎn)生微孔洞3，8，12。4 奧氏體晶粒尺寸。因為表面裂紋的出現(xiàn)大多伴隨著奧氏體的晶間斷裂13。總之，低應變速率下變形和在高溫下形變過程中微觀組織的變化的雙重作用顯然增加了對熱裂紋的敏感性，這種熱裂紋在連鑄坯的表面是經(jīng)常見到的3，8。本研究的主要目的是研究連鑄低碳微合金鋼的熱塑性行為。該研究的目的還在于檢驗一些因素如奧氏體尺寸與微合金元素析出物在控制含V、Nb和Ti微合金化鋼熱塑性行為中的重要作用，并闡述連鑄坯表面裂紋產(chǎn)生的機理。實驗步驟試驗材料：檢驗用材料的化學成分如表1所示。試驗過程：用定向凝固方式進行了連鑄凝固的實驗室模擬。試驗用鑄錠是在非真空高頻感應加熱爐中進行

5、熔煉的，溶液倒入一個30磅專門設計的模具中。用于定向凝固的模具的側面由隔熱材料制成，在底部有一個通水冷卻的銅急冷板。每一爐鋼液鑄成一個板坯形的鑄錠（152.5mm×177.8mm×76.2mm）。將鋼液倒入后，加入隔熱材料粉末形成保溫層。凝固過程結束后，即在鋼液倒入模具后15分鐘，當鑄錠的平均溫度在1000左右時，將模具拆除，鑄錠進行水淬。熱壓縮試驗：從接近鑄錠的底部宏觀組織為柱狀晶或枝狀晶區(qū)域橫向切除試樣坯料，把與定向凝固鑄錠相同的柱狀晶區(qū)域的坯料加工成帶凸緣的試樣，凸緣試樣的軸向平行于枝狀晶的軸向，以便使凸緣試樣表面中間高度處受垂直于凝固長大方向的塑性變形，正如連鑄過程

6、中實際的反復彎曲或矯直狀態(tài)。試驗是在對高溫變形試驗做過改進并用計算機控制的MTS試驗機上進行的。該研究中的熱機械加工過程與使用的凸緣試樣如圖1所示。熱塑性是通過測量斷口處的環(huán)向應變值來評價的。凸緣試樣放在MTS試驗機的加熱爐室內(nèi)，以5×10-1/s與5×10-3/s的恒應變速率進行壓縮變形。壓縮前，固溶處理過的試樣重新加熱到950-1300，保溫2分鐘，使碳化物與氮化物溶解，并獲得預期的晶粒尺寸。重新加熱保溫后，試樣以8-12的冷速冷卻到變形溫度（1000-750），然后在該溫度下再保溫1分鐘，壓縮變形至斷裂。V（C，N）、Nb（C，N）和TiN在奧氏體中達到完全溶解的固溶

7、溫度是根據(jù)其平衡溶解度積確定的，如表1所示。在給定量的變形后，將試樣放在冰-鹽水中淬火，仔細檢查初始裂紋的產(chǎn)生。如果沒有發(fā)現(xiàn)可視裂紋或者試樣斷裂時裂紋較大，則在不同的壓下量下再進行另外一次試驗，直到獲得初始裂紋產(chǎn)生的條件為止。變形后，凸緣試樣的應變幾乎為平面應變，它可通過測量凸緣斷面原始和最終外徑以及原始和最終高度來計算。每次試驗后，這類的試樣幾乎不發(fā)生軸向壓縮，只在凸緣內(nèi)發(fā)現(xiàn)有環(huán)向應變。開始斷裂時的應變由凸緣變形量確定。環(huán)向應變：E=ln(Df /Do)式中Df=變形后最終外徑    Do=變形前原始外徑對給定的變形溫度、鋼種和變形條件下，出現(xiàn)初始斷裂時環(huán)向應變

8、值定義為試驗鋼的熱塑性。金相組織通過光學顯微鏡和掃描電鏡（JEOL 200CX）觀察凸緣試樣變形前后徑向與橫向的微觀組織，用解析電子顯微鏡TEM（JEOL 200CX）/STEM（JEOL 2000FX）分析碳萃取復制膜和由變形試樣制成的金屬薄箔試樣，以觀察和研究析出物特性和行為。能譜X-射線分析給出了析出物定量的化學特征，并輔以原子探針場離子顯微照相技術。結果與討論變形前奧氏體晶粒尺寸的測定為了非常清楚的知道晶粒尺寸對控制熱塑性的作用，必須將它對微合金鋼熱塑性的影響與析出物的作用分開。這樣才有可能比較在同一晶粒尺寸下不同的微合金元素對熱塑性的影響。變形前原始晶粒大小通過再加熱到950、105

9、0、1150、1200、1250、1300等不同溫度來改變。表2中給出了每個鋼種的奧氏體晶粒尺寸。熱塑性行為：對所有研究的鋼種，做出了以凸緣試樣開始斷裂時的環(huán)向應變測定的熱塑性與變形溫度之間的關系曲線，溫度范圍為1000-750。1C-Mn鋼的熱塑性圖2比較了C-Mn鋼在兩種不同的原始晶粒大小下的熱塑性。當應變速率在0.005/s這樣低的情況下，晶粒較大（169m）的C-Mn鋼在750-900溫度區(qū)間呈現(xiàn)出較深的槽形熱塑性曲線，低谷點在800左右。750時塑性反而急劇增加，其增加與變形前形成的大量鐵素體相轉變有很大關系。在某一給定溫度下，細晶粒（16m）CMn鋼比粗晶粒鋼有更好的熱塑性。2含N

10、b鋼的塑性圖3比較了含鈮鋼與C-Mn鋼的熱塑性。當應變速率為5×10-3/s時，在750-1000溫度范圍內(nèi)所有鋼的塑性都隨著溫度的降低而不斷降低，大約800時熱塑性值最低，溫度降到750時熱塑性反而又增加。與前述一樣，熱塑性的增加是由于在750下變形前形成了大量鐵素體所致。含鈮C-Mn鋼的熱塑性在1000開始下降，而不含鈮的C-Mn鋼在900開始下降。與不含鈮鋼相比，鈮的存在加深和拓寬了低塑性槽形曲線，并且塑性槽的低谷點向高溫區(qū)移動。與預期結果一樣，隨著鈮加入量的增加，熱塑性減小。在低溫奧氏體區(qū)域，這種情況尤為突出，可能是由于在奧氏體晶界形成大量的Nb（C，N）有關（見圖4）。圖5

11、比較了晶粒尺寸相差很大時鋼的熱塑性行為，鋼的化學成分為0.055C-0.9Mn-0.019Nb，變形前經(jīng)過固溶處理，再加熱溫度為1050與1250。由圖可以看出，細晶粒鋼比粗晶粒鋼的熱塑性要好。另外，奧氏體晶粒細小的鋼在850-750之間環(huán)向應變值幾乎與溫度無關，也就是說，熱塑性保持恒定。3含V鋼的熱塑性圖6比較了含釩鋼與含鈮鋼以及C-Mn鋼的熱塑性行為。一般說來，所有試驗鋼的熱塑性均隨變形溫度的增加而減小。但有幾點需提出，在800-1000溫度區(qū)間內(nèi)，含釩鋼與含鈮鋼在低的應變速率下變形過程中均發(fā)生Nb（C，N）和V（C，N）的誘導析出，因而與C-Mn鋼相比，塑性槽曲線變寬而深，并且塑性槽的低

12、谷點移向高溫區(qū)。另一重要的特點是在某一定的變形溫度下，如果晶粒大小相同，則含釩鋼的熱塑性比含鈮鋼的要好得多。另外，含鈮鋼熱塑性開始下降溫度（如1000）比含釩鋼（如900）高。這種現(xiàn)象可根據(jù)奧氏體中Nb與V的析出動力學來解釋。眾所周知，在給定的溫度范圍內(nèi)，Nb在奧氏體中的析出潛能比V高。4Nb-Ti鋼的熱塑性圖7比較了Nb-Ti鋼與V鋼、Nb鋼的熱塑性行為。在相同的固溶條件下，再加熱溫度為1200，應變速率為0.005/s，NbTi（0.012%）鋼的熱塑性明顯提高。熱塑性的改善與由于添加微量Ti而顯著細化晶粒（49m）有關。當Nb-Ti鋼經(jīng)過固溶處理并在1300再加熱后，變形前晶粒尺寸增大，

13、大約為89m，雖然在800左右有一很小的塑性谷，但它的熱塑性依然比含鈮鋼、含釩鋼要好得多（見圖8-1、8-2）。5熱塑性與應變速率的關系圖9顯示了兩種應變速率（5×10-3/s和5×10-1/s）對一種試驗Nb鋼熱塑性的影響。對含鈮鋼，應變速率為5×10-3/s時的開始產(chǎn)生裂紋的環(huán)向應變比應變速率為5×10-1/s時的要低得多，這是由于應變速率對奧氏體的析出動力學有影響。也就是，在較低的應變速率下，在奧氏體晶界處析出Nb（C，N）量將增大，從而使熱塑性大大降低。金相觀察與分析1晶粒尺寸對熱塑性的影響對C-Mn鋼、V鋼和Nb鋼的金相觀察表明，奧氏體晶粒大小

14、對先共析鐵素體的形態(tài)與數(shù)量有顯著影響。例如，圖10-a與10-b為0.082C-1.52Mn鋼在800時變形前晶粒尺寸不同的情況下，在奧氏體晶界形成的先共析鐵素體的狀態(tài)。奧氏體晶粒大時，晶界處的先共析鐵素體呈板條狀（圖10-a），而奧氏體晶粒細小時，先共析鐵素體呈其他形狀或非連續(xù)等軸形狀（圖10-c）。另外，光學顯微組織已經(jīng)證實，當晶粒粗大時，大多數(shù)奧氏體晶界相當平直，而當晶粒細小時，奧氏體晶界彎曲了。在V鋼、Nb鋼與Nb-Ti鋼，鐵素體形態(tài)與奧氏體晶粒尺寸之間關系也呈類似的趨勢。在低溫下（例如800-750），細晶粒鋼的熱塑性機理在某種程度上比粗晶粒鋼的機理要復雜得多。就是說，晶粒粗大時，變

15、形前形成的鐵素體易于沿奧氏體晶界長大，并沿著奧氏體晶界形成連續(xù)的網(wǎng)狀鐵素體片。一旦微裂紋發(fā)生，它很容易沿著連續(xù)的鐵素體片中擴展（見圖10-b），因而出現(xiàn)了低的塑性值。當鋼中的奧氏體晶粒細小時，變形前形成的鐵素體片不連續(xù)或呈“塊狀”，當微裂紋發(fā)生時，裂紋不容易沿奧氏體晶界連接起來以及長距離的擴展（見圖10-d），因而得到高的熱塑性。有可能是細小奧氏體晶粒與大量的“塊狀”鐵素體使表面積/體積比率大，從而減小晶界處的局部變形。因此，細化晶粒尺寸有利使鋼的熱塑性得到改善，如圖2和10。圖11和圖12-a、b為大晶粒的C-Mn鋼、V鋼、Nb鋼在800變形前后凸緣試樣橫斷面的高倍光學顯微照片，帶有典型的裂

16、紋形貌。如圖11-a、c和12-a所示，在800變形前，沿奧氏體晶界形成細小片狀鐵素體。在低速率變形過程中，產(chǎn)生的裂紋容易沿晶界擴展，如圖11-b、c和12-b。圖12比較了Nb鋼與Nb-Ti鋼在800變形前后的微觀組織，在細晶粒Nb-Ti鋼中，已形成的裂紋不能象粗大晶粒的Nb鋼那樣長距離的擴展。從控制晶粒尺寸的角度來考慮，通常要添加微量的Ti到低碳微合金化鋼中。TiN質子非常穩(wěn)定，只要分布合適，將會阻止奧氏體晶粒粗化，直至很高的溫度。1200固溶再加熱處理后，Nb-Ti鋼變形前晶粒為49m，而Nb鋼為140m。在這種情況下，細小晶粒對改善Nb-Ti鋼的熱塑性起到重要的作用。溫度在850以下，

17、其熱塑性即使在750那樣低的溫度下也能保持恒定（見圖7和8-1）。2動態(tài)再結晶對熱塑性的影響圖13為大晶粒的V鋼在950-800變形前后凸緣試樣縱截面的顯微組織。C-Mn鋼、V鋼和Nb鋼的金相照片說明V鋼在900以上變形時才發(fā)生動態(tài)再結晶，而C-Mn動態(tài)再結晶溫度在850以上。動態(tài)再結晶與提高熱塑性有關，因為V在奧氏體中析出潛能最弱，這與奧氏體中動態(tài)再結晶軟化機理一致的。但是，含Nb鋼中，即在C-Mn鋼中加入Nb會引起熱塑性槽寬度的增加，這是由于鈮的碳氮化物質點釘扎奧氏體晶界而抑制動態(tài)再結晶。變形過程中形成的Nb（C，N）的析出將會強化奧氏體晶粒，使變形進一步集中在晶界上的緣故。3奧氏體鐵素體

18、相變對熱塑性的影響如圖2和圖8所示，C-Mn鋼和微合金化鋼的熱塑性槽的低谷點大約在800左右。C-Mn鋼在800（剛好低于Ar3溫度處，在奧氏體-鐵素體兩相區(qū)之內(nèi)）時熱塑性突然降低的事實表明奧氏體-鐵素體轉變對C-Mn鋼熱塑性有著重要的影響。在這種情況下，低應變速率下變形時形成的微觀組織是粗大奧氏體，其中含有沿奧氏體晶界先共析鐵素體片，如圖10-a所示。先共析鐵素體片使變形集中在晶界附近，因而可以認為應變集中在軟的鐵素體片上，這使塑性降低，因為硬的、粗大晶粒的奧氏體抑制了薄鐵素體片的變形。沿奧氏體晶界形成的薄鐵素體片對微合金化鋼的熱塑性有相同的作用。大量鐵素體的存在（約30%）對C-Mn鋼與微

19、合金化鋼均有益，因為應力與應變在軟的鐵素體中會得到釋放，這與發(fā)生在鐵素體中動態(tài)回復軟化機理是一致的。4、析出對熱塑性的影響圖14與15為凸緣試樣在900與950變形時Nb（C，N）、VN和（Nb，Ti）（C，N）析出物的透射電鏡照片以及粒子尺寸相對比率的分布情況。碳的萃取復制法透射電鏡檢驗結果表明在900變形時VN的析出很有限，這些析出物（直徑為10-20nm）不均勻地分布在鋼中，因而將不會抑制奧氏體再結晶。在含鈮鋼中，鈮在奧氏體中的析出可能性更高，并且析出的溫度范圍比較廣，這表明含鈮鋼中控制塑性槽的冶金因素主要是奧氏體或先共析鐵素體中的Nb（C，N）或NbC析出，圖16顯示了這些析出物的存在

20、。如果在晶界上有析出物，它們就會成為孔洞形成的核心。因此，塑性變形前或變形過程中形成的Nb（C，N）析出阻止再結晶，并使鋼變脆。通常含有一定Al和N量的普通C-Mn鋼在低溫奧氏體區(qū)也會有相類似的析出以及AlN的重新溶解行為。對Nb-Ti鋼在900變形的試樣分析表明，奧氏體中有大量的析出。EDS分析證實細小析出物中（直徑為2-10nm）富含鈮，而大的析出物既含有Nb也有Ti。粒子尺寸分布顯示析出物的平均直徑大約為20nm。顯然是先行析出的TiN顆粒為Nb（C，N）提供了一個優(yōu)先形核的位置，這樣反過來卻減少了Nb（C，N）析出量。與含鈮鋼比較，控制Nb-Ti鋼中析出行為可能會改善鋼的熱塑性。斷口組

21、織照片：通過光學和掃描電鏡對帶有初始裂紋的壓縮凸緣試樣進行了橫斷面的金相學分析。圖17為含Nb鋼在900-750變形時典型的帶有裂紋的微觀組織。如圖17-c所示，對在800、變形速率為5×10-3/s條件下變形的試樣，在不規(guī)則的鐵素體晶界內(nèi)存在清晰的裂紋。必須提到的是，被這種裂紋分開的鐵素體晶粒非常細小，該事實說明在低的應變速率下，發(fā)生在裂紋擴展過程中的應變集中誘導了鐵素體再結晶，并且這些裂紋是在鐵素體轉變后形成的。相反，在圖17-a、b中裂紋是沿奧氏體晶界擴展的，在那里就沒發(fā)現(xiàn)有如圖17-c那樣的鐵素體組織。該結果表示這種裂紋是在850或更高溫度下鐵素體形核前形成的，并且變形又大大

22、地加速了奧氏體-鐵素體轉變，在溫度高于800時提前誘導發(fā)生了這種轉變。圖18為含鈮鋼在低溫奧氏體區(qū)與奧氏體-鐵素體雙相區(qū)變形試樣的電子掃描照片。仔細分析這些照片可知，所有情況下的斷裂方式都是一樣，即晶粒間微孔洞的聚合發(fā)展而成。由光學顯微鏡與掃描電鏡觀察，可知這種斷裂方式的特征是在晶間斷裂處呈現(xiàn)楔形形態(tài)。結論本試驗用模擬連鑄過程的定向凝固法熔煉的鋼錠，制成的凸緣試樣在1000-750進行了熱壓縮試驗方法，研究了一些控制熱塑性的因素的重要性以及Nb、V和Ti微合金化添加元素對鋼的熱塑性的影響。得出了以下一些結論：1 C-Mn鋼、C-Mn-V鋼、C-Mn-Nb鋼與C-Mn-Nb-Ti鋼的低熱塑性槽跨

23、越了低溫奧氏體與奧氏體-鐵素體雙相區(qū)，低于低谷點800的溫度后，在750左右，當在奧氏體-鐵素體轉變過程中形成了大量鐵素體的時候，熱塑性反而開始回升。2 奧氏體晶粒尺寸顯著影響先共析鐵素體的形態(tài)。在普通C-Mn與低碳微合金鋼中，如果奧氏體晶粒尺寸很大時，則沿奧氏體晶界先共析的鐵素體為片狀，如果奧氏體晶粒細小，則形成不規(guī)則的鐵素體。3 在粗晶粒鋼中，沿奧氏體晶界生成的連續(xù)片狀鐵素體對熱塑性非常有害。裂紋容易形成并沿奧氏體晶界長距離的擴展。因為較軟的鐵素體的存在允許發(fā)生應力應變的集中，從而引起微孔洞在MnS夾雜物與微合金元素析出物處聚合，并發(fā)展成裂紋。4 細化奧氏體晶粒尺寸對改善熱塑性有顯著效果。

24、使可能形成的裂紋不會沿鐵素體不規(guī)則的邊界擴展，如果晶粒尺寸小于50m，即使在750這樣低的溫度下塑性仍能保持較高。5 在含釩鋼中，因為釩在奧氏體中的析出可能性最弱，當在高于900的變形過程中能發(fā)生動態(tài)再結晶時，塑性可得到改善。6 含鈮鋼中，鈮在奧氏體中的析出潛能較大，并能在更大的溫度范圍內(nèi)析出。因此，在高溫度下晶界析出會引起熱塑性的降低，在低溫下熱塑性的降低是由再結晶被抑制而引起。7 在Nb-Ti鋼中，微量鈦的加入（0.012%）能大大改善含鈮鋼的熱塑性，這是因為穩(wěn)定的TiN微粒細化了晶粒尺寸并減少Nb（C，N）的析出量。8 C-Mn鋼與微合金鋼的斷裂形式是沿晶界形成晶間帶有楔形的裂紋。9 應

25、變速率是另一個對熱塑性有影響的重要因素。應變速率越低，熱塑性越低。10. 用定向凝固法模擬連鑄的鑄錠制成的帶凸緣試樣的熱壓縮試驗，能夠用來成功地評價和預測低碳微合金化鋼連鑄坯在矯直過程中的裂紋形成行為。參考文獻1. N.E. Hannerz: "Critical Hot Plasticity and Transverse Cracking in Continuous Slabs casting with Particular Reference to Composition",<Trans, I.S.I.J.>, vol 25, 1985, 149-158.2.

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