劉偉建，　王春苗，　余璐，　祁永峰

（1．北京科技大學(xué)鋼鐵冶金新技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京100083；2．河北聯(lián)合大學(xué)輕工學(xué)院，河北 唐山063000）

Q345B低碳高強(qiáng)度鋼的高溫塑性

劉偉建1，王春苗2，余璐1，祁永峰1

（1．北京科技大學(xué)鋼鐵冶金新技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京100083；2．河北聯(lián)合大學(xué)輕工學(xué)院，河北 唐山063000）

使用Gleeble3500熱/力模擬機(jī)對Q345B低碳高強(qiáng)度鋼的高溫塑性進(jìn)行了測定．通過透射電鏡、掃描電鏡及金相顯微鏡對析出物形貌、斷口形貌和斷口組織進(jìn)行了觀察，分析了Q345B鋼的斷裂機(jī)理．結(jié)果表明，在1 350～650℃范圍內(nèi)，明顯存在3個(gè)區(qū)間，第I區(qū)溫度范圍為熔點(diǎn)到1 307℃，斷裂形式是由S、O等元素偏析引起的沿晶斷裂；第II區(qū)溫度范圍為1 307～920℃，由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，斷裂形式為穿晶塑性斷裂；第III區(qū)溫度范圍為920～650℃，斷裂形式是由析出物釘扎晶界以及先共析鐵素體析出引起的沿晶斷裂．分析結(jié)論可為連鑄生產(chǎn)提供理論依據(jù)．

高溫塑性；析出物；沿晶斷裂；穿晶斷裂；先共析鐵素體

0　引　言

低合金高強(qiáng)度鋼具有高強(qiáng)度、良好的沖擊韌性、自身重量較輕及使用壽命長等優(yōu)點(diǎn)，在建筑、石油、船舶等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用．低合金高強(qiáng)度鋼中添加有Nb、Ti等微合金元素，通過控軋控冷過程中析出相應(yīng)的碳氮化物來細(xì)化晶粒，并起到第二相強(qiáng)化的作用，對強(qiáng)度和韌性的提高有利．但是，在連鑄時(shí)析出的碳氮化物會(huì)對鑄坯質(zhì)量產(chǎn)生影響，導(dǎo)致裂紋的生成，甚至是漏鋼，影響生產(chǎn)的順利進(jìn)行[1-3]．因此，對于低合金高強(qiáng)度鋼在連鑄過程中高溫力學(xué)性能變化規(guī)律的研究具有重要意義．

1　實(shí)驗(yàn)材料及方法

本研究所取試樣為某廠生產(chǎn)的截面尺寸為180mm× 2 050 mm的Q345B連鑄坯，其成分如表1所示．連鑄坯生產(chǎn)的工藝路線為高爐煉鐵→鐵水預(yù)處理→轉(zhuǎn)爐冶煉→LF爐精煉→連鑄．

表1　試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分 /（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table1　Chem ical com position of experim ental steels (m ass fraction，%)

避開鑄坯中心偏析和疏松部位取樣，并加工成φ10 mm×120 mm、兩端有螺紋的高溫拉伸試樣，加工方案如圖1所示．

圖1　高溫拉伸試樣加工方案Fig.1　Shape of specim ens for hot tensile tests

試驗(yàn)鋼高溫塑性的測定方法采用高溫?zé)崂鞂?shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)設(shè)備為Gleeble3500熱/力模擬機(jī)．在試樣中間部位焊上熱電偶后，水平放入真空室內(nèi)固定，并立即抽真空．試樣以10℃/s的速率加熱到1 350℃，保溫3 min，使鋼中的溫度和成分均勻以及促進(jìn)析出物溶解，然后以3℃/s的冷卻速率冷卻到拉伸溫度，拉伸溫度范圍為650～1 350℃，步長為50℃，保溫1 min后以1×10-3/s的應(yīng)變速率進(jìn)行拉伸．試樣拉斷后，為保持該拉伸溫度下的斷口形貌及金相組織，迅速向斷口處大量噴水．高溫?zé)崂鞂?shí)驗(yàn)的溫度及變形制度如圖2所示．

圖2　高溫?zé)崂鞂?shí)驗(yàn)工藝路線Fig.2　Schem atic diagram of therm om echanical cycle for hot tensile tests

試驗(yàn)結(jié)束后，根據(jù)計(jì)算機(jī)記錄的數(shù)據(jù)繪制各溫度下的應(yīng)力應(yīng)變曲線．使用螺旋測微儀測量拉斷后試樣的斷口直徑，通過式（1）計(jì)算斷面收縮率（R．A），并以此繪制斷面收縮率隨溫度的變化趨勢圖，即試驗(yàn)鋼的高溫塑性圖．使用金相顯微鏡對各溫度下斷口處的金相組織進(jìn)行觀察，斷口處形貌使用掃描電鏡觀察．析出物形貌通過碳萃取復(fù)型的方法制作，并使用透射電鏡及能譜進(jìn)行分析．

式（1）中，D0為試樣原始直徑；D1為拉斷試樣斷口處直徑．

2　實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1高溫塑性與強(qiáng)度

根據(jù)測得的各溫度下的斷面收縮率，繪制出Q345B鋼的高溫塑性曲線．根據(jù)實(shí)際生產(chǎn)中的經(jīng)驗(yàn)以及理論發(fā)現(xiàn)[4-5]，當(dāng)斷面收縮率R．A＞60%的情況下，不易產(chǎn)生鑄坯裂紋．因此，本研究以斷面收縮率R．A= 60%作為劃分塑性區(qū)間的標(biāo)準(zhǔn)，如圖3所示．

圖3　Q 345B高溫塑性曲線Fig.3　Hot ductility curves of steel Q 345B

由圖3所示，本研究試驗(yàn)鋼種在測試溫度范圍內(nèi)可以分為3個(gè)區(qū)間：第I區(qū)（熔點(diǎn)～1 307℃）、第II區(qū)（1 307～920℃）、第III區(qū)（920～650℃）．其中，第I區(qū)和第III區(qū)的斷面收縮率都在60%以下，第II區(qū)的斷面收縮率在60%以上．

抗拉強(qiáng)度是連鑄坯高溫力學(xué)性能的重要參考指標(biāo)．它是鑄坯抵抗塑性變形的最大應(yīng)力，當(dāng)應(yīng)力超過抗拉強(qiáng)度時(shí)，裂紋就會(huì)產(chǎn)生，影響鑄坯質(zhì)量[6]．從圖3可以得到，由1 350～650℃范圍內(nèi)，抗拉強(qiáng)度逐漸升高．但是，1 350～1 100℃的升高趨勢要小于1 100～650℃．1 350～650℃范圍內(nèi)，抗拉強(qiáng)度較小，表明在溫度較高的情況下鑄坯不能承受較大的外力．

2.2斷口形貌及組織

在不同的溫度下，鋼材的斷裂機(jī)理也不同．通過選取各溫度區(qū)間內(nèi)具有代表性的斷口形貌及組織對各溫度區(qū)間內(nèi)拉斷試樣的斷裂機(jī)理進(jìn)行分析．

1）第I區(qū)斷口形貌．1 350℃下拉斷試樣的斷面收縮率R．A為50%，其斷口形貌如圖4所示．圖4中，斷口表面有明顯的液相凝固特征．因此，此溫度區(qū)間內(nèi)試樣的斷裂方式為沿晶斷裂．大量的研究表明[7-8]，高溫下導(dǎo)致沿晶斷裂是由鋼中S、O、P等元素在晶界處的偏析造成的．在凝固過程中，S、O、P等雜質(zhì)元素會(huì)富集在晶界處．這些元素的富集，使得晶界處形成液膜，降低晶界間的結(jié)合強(qiáng)度，此時(shí)若受到外力的作用，晶界處容易形成裂紋．

圖4　1 350℃下拉斷試樣的斷口形貌Fig.4　Fracture sur faces of experim ental steel at 1 350℃

在拉伸試驗(yàn)過程中，由于試樣持續(xù)受到拉伸應(yīng)力的作用，裂紋擴(kuò)展并相互連接直至試樣斷裂．通過對斷口表面能譜分析可知，試樣的斷裂是由于S、O在晶界處富集，形成了低熔點(diǎn)的化合物造成的，如圖5及表2能譜分析結(jié)果所示．能譜分析的結(jié)果表明，晶界處的S、O含量要遠(yuǎn)高于其在鋼液中的含量．其中，Cr峰的出現(xiàn)是由于鋼中含有微量Cr的緣故．因此，在第I區(qū)間溫度范圍內(nèi)，試樣斷裂的原因?yàn)镾、O在晶界處的偏聚，導(dǎo)致晶界間結(jié)合力減弱，在受拉應(yīng)力作用下，裂紋不斷擴(kuò)展，最終使得試樣斷裂．

圖5　1 350℃拉斷試樣斷口表面能譜分析Fig.5　M orphology and EDS spectrum of fractured specim en at 1 350℃

表2　能譜檢測結(jié)果 /（質(zhì)量分?jǐn)?shù),%）Table2　Analysis results of EDS spectrum(m ass fraction,%)

由圖5所示，1 350℃下的抗拉強(qiáng)度非常低，為24.5 MPa.由于S、O在晶界處的偏聚，使得液膜在枝晶間產(chǎn)生，晶界間結(jié)合力減弱，造成了塑性和抗拉強(qiáng)度的降低.此時(shí)，試樣受到外力作用，沿枝晶極易萌生裂紋.連鑄坯裂紋大部分都是由于枝晶間形成液膜導(dǎo)致的.因此，降低鋼中的S、O的含量，是提高連鑄坯質(zhì)量的一種重要措施.

2）第II區(qū)斷口形貌.由圖5可知，試樣在第II區(qū)間內(nèi)的斷面收縮率R.A＞60%，具有良好的塑性.這是由于此溫度區(qū)間內(nèi)發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，有利于高溫塑性的提高[9-10].圖6為試驗(yàn)鋼在各拉伸溫度下的應(yīng)力應(yīng)變曲線圖.從圖6中可以得到，隨著溫度的升高，應(yīng)力逐漸降低而應(yīng)變逐漸增高.1 000℃、1 100℃、1 200℃下的應(yīng)力應(yīng)變曲線特點(diǎn)反映出該溫度下發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶.

圖6　各拉伸溫度下的應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.6　Strain-stress curves of experim ental steel at different tem peratures

圖7為1 000℃下的斷口形貌.由圖7中可以看到，斷口表面有大量的韌窩存在，且韌窩邊緣顯示出較大的塑性變形特征，這表明1 000℃下的斷裂形式為穿晶塑性斷裂.

圖7　1 000℃拉斷試樣斷口形貌Fig.7　Fracture sur faces of fractured specim en at 1 000℃

動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是金屬在熱變形過程中發(fā)生的再結(jié)晶，是通過形核和長大來完成的.在拉伸過程中，變形持續(xù)進(jìn)行，晶粒一直處在變形狀態(tài)，當(dāng)變形所導(dǎo)致的鋼中儲(chǔ)存能積累到一定程度時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶就會(huì)發(fā)生.在高溫應(yīng)變下，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶使晶界能夠獲得足夠的驅(qū)動(dòng)力發(fā)生遷移.此時(shí)，晶界的遷移速度大于晶界的滑移速度，把已經(jīng)形成晶界裂紋包裹進(jìn)晶粒內(nèi)，減少了晶界處的裂紋.晶粒內(nèi)的裂紋，需要更大的外力切斷整個(gè)晶粒，并同其他裂紋相互連接，才能最終導(dǎo)致斷裂.因此動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生有利于高溫塑性的提高.此外，有研究表明，只有在應(yīng)變速率在10-2/s數(shù)量級(jí)時(shí)，才會(huì)顯著降低第II區(qū)的高溫塑性，而連鑄過程中的應(yīng)變速率都遠(yuǎn)小于這個(gè)數(shù)量級(jí)，因此第II區(qū)溫度范圍內(nèi)產(chǎn)生裂紋的可能性很小.

3）第III區(qū)斷口形貌及組織.對第III區(qū)內(nèi)高溫力學(xué)性能產(chǎn)生影響的因素有2個(gè).一個(gè)是細(xì)小的第二相粒子的析出釘扎晶界，一個(gè)是奧氏體-鐵素體相變的發(fā)生[11-12].使用Thermal-Calc軟件計(jì)算得到Q345B鋼的Ae3溫度為825℃.因此，可以確定從1 000℃開始，高溫塑性迅速下降的原因?yàn)榈诙嗔Ｗ游龀鏊?圖8為800℃下拉斷試樣的斷口形貌.由圖8可以看到，800℃下的斷口形貌呈冰糖狀，顯示出明顯的沿晶斷裂特征.

細(xì)小的第二相粒子在晶界上析出，就會(huì)起到釘扎晶界的作用，此時(shí)晶界無法發(fā)生遷移，只能滑移，若晶界上存在微孔或微裂紋，就會(huì)沿晶界相互連接或擴(kuò)展，并最終導(dǎo)致沿晶斷裂的發(fā)生，如圖8所示.而那些沒有被釘扎的晶界，由于具有一定的遷移能力，降低了發(fā)生沿晶斷裂的可能性.使用Thermal-Calc（TFCE數(shù)據(jù)庫）對Q345B鋼的析出物析出順序及析出量進(jìn)行計(jì)算，其結(jié)果如圖9所示.

圖8　800℃下拉斷試樣斷口形貌Fig.8　Fracture surfaces of fractured specim en at 800℃

圖9　Therm al-Calc軟件計(jì)算析出物析出順序及析出量Fig.9　Precipitation sequence and am ount predictedby Thermal-Calc software

由圖9中可以得到，鋼中析出物為TiN、Nb（C，N）及少量AlN．Ti元素和氮的結(jié)合力最強(qiáng)，優(yōu)先生成TiN并于1 420℃析出．但是，鋼中加入的Ti量并不足以固定全部的氮，而Nb與氮的結(jié)合力大于Al，因此剩余的氮大部分同Nb反應(yīng)，在1 115℃析出，AlN的生成量極少．1 450℃開始析出的TiN尺寸較大，對晶界的釘扎作用較?。? 000℃時(shí)，TiN在鋼中的形貌如圖10所示．AlN的生成量較小，且有文獻(xiàn)表明在奧氏體區(qū)域內(nèi)，AlN難以析出[13]．而Nb（C，N）尺寸小，約為20～30 nm，且生成量較大，能夠?qū)Ы缙鸬接行У尼斣饔茫罅垦芯勘砻?，在Nb微合金化鋼中，細(xì)小Nb（C，N）釘扎晶界是高溫塑性下降的重要原因[14-15]．鋼中Nb（C，N）的形貌，1 000℃下Nb（C，N）的形貌如圖11所示．綜上所述，從1 000℃開始，高溫塑性迅速下降的原因?yàn)榧?xì)小Nb（C，N）釘扎晶界，導(dǎo)致晶界難以發(fā)生遷移所致．

圖10　1 000℃下TiN形貌及能譜Fig.10　M orphology and EDS spectrum of TiN at 1 000℃

圖11　1 000℃下Nb（C，N）形貌及能譜Fig.11　M orphology and EDS spectrum of Nb(C,N)at 1 000℃

細(xì)小Nb（C，N）釘扎晶界雖然導(dǎo)致了高溫塑性的下降，但是對于提高鋼材的高溫強(qiáng)度是有利的．由圖3中可以看到，抗拉強(qiáng)度從1 000℃開始提高速度加快．

奧氏體-鐵素體相變是導(dǎo)致高溫塑性下降的另一個(gè)因素．鐵素體是沿晶界形核并長大的，且相較奧氏體更容易發(fā)生變形．因此，當(dāng)奧氏體-鐵素體相變發(fā)生的早期，若受到外力作用，容易在鐵素體上發(fā)生應(yīng)力集中．此時(shí)，鐵素體的強(qiáng)度約為奧氏體的1/4．當(dāng)應(yīng)力超過鐵素體的臨界強(qiáng)度時(shí)，晶界上就會(huì)產(chǎn)生微裂紋或微孔，最終導(dǎo)致沿晶斷裂的發(fā)生．圖12為850℃和800℃的斷口附近組織圖．由圖12中可以看到，在850℃下，斷口附近組織為馬氏體組織．這是由于試樣在850℃下拉斷后迅速淬水急冷所致．而800℃斷口組織，沿晶界已經(jīng)析出了先共析鐵素體．從圖12中可以看到，由于不斷的受到外力作用，沿鐵素體薄膜已經(jīng)開始有裂紋的產(chǎn)生．圖12同時(shí)表明了，試驗(yàn)中的相變溫度范圍在850～800℃之間，這同軟件計(jì)算所得到的相變溫度吻合．

第III區(qū)高溫塑性變化規(guī)律的分析表明，尺寸較大的析出物對晶界釘扎作用較小．因此，在連鑄過程中可以通過緩冷使鋼中析出物粗化，有利于高溫塑性的提高；Q345B鋼的奧氏體/鐵素體相變溫度在850～800℃范圍內(nèi)，由于鐵素體的形成會(huì)降低鑄坯的高溫塑性，因此矯直要在850℃以上進(jìn)行，有利于減少鑄坯裂紋的發(fā)生．

3　結(jié)　論

1）以斷面收縮率為60%為標(biāo)準(zhǔn)，在1 350～650℃范圍內(nèi)，Q345B鋼的高溫塑性分為3個(gè)區(qū)域：第I區(qū)（熔點(diǎn)～1 307℃）、第II區(qū)（1 307～920℃）、第III區(qū)（920～650℃）．其中，第I區(qū)和第III區(qū)的斷面收縮率都在60%以下，第II區(qū)的斷面收縮率在60%以上，具有良好的高溫塑性．

2）第I區(qū)內(nèi)較低的高溫塑性是由S、O等元素偏聚在晶界處，導(dǎo)致液膜的生成，降低了晶界間的結(jié)合強(qiáng)度，使得裂紋容易產(chǎn)生．第I區(qū)的斷裂方式為沿晶斷裂；第II區(qū)內(nèi)，高溫和形變促使了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，這有利于高溫塑性的提高；第III區(qū)內(nèi)，細(xì)小析出物釘扎晶界以及先共析鐵素體沿晶界析出是導(dǎo)致高溫塑性降低的原因．通過計(jì)算可知，釘扎晶界的析出物主要為Nb（C，N）．奧氏體/鐵素體的相變溫度范圍在850～800℃之間．

3）通過對Q345B鋼在1 350～650℃的高溫塑性變化規(guī)律可以得到提高連鑄坯質(zhì)量的措施：降低鋼中S、O等有害元素的含量，減少其在晶界間的富集；采用弱冷工藝，有利于析出物的粗化，降低其釘扎晶界的作用．由于鐵素體的析出溫度范圍在850～800℃之間，因此，要保證在850℃以上進(jìn)行矯直．

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Hot ductility of low carbon high strength steel Q345B

LIUW eijian1,WANG Chunm iao2,YU Lu1,QIYongfeng1
(1．State Key Laboratory of Advanced Metallurgy，University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China; 2．Qinggong College,Hebei United University,Tangshan 063000,China)

The hot ductility of low carbon high strength Q345B was determined using thermal analoguemachine Gleeble-3500．The precipitates,fracture surface and microstructure of tested samples were observed by transmission electronmicroscopy（TEM）,scanning electronmicroscopy（SEM）,and opticalmicroscopy（OM）．The fracture mechanisms were analyzed．The results show that there are three regions between 1 350℃and 650℃．The temperature range of regionI is from melting point to 1 307℃．The fracturemode is intergranular fracture caused by the segregation of S and O．The temperature range of region II is from 1 307℃to 920℃．The occurrence of dynamic recrystallization leads to the intragranular fracture．The temperature range of regionIII is from 920℃to 650℃．The fracturemode is intergranular fracture caused by the pinning effect of precipitates and the precipitation of pro-eutectoid ferrite along the austenite grain boundaries．The results provide the theoretical basis for the production of continuous casting．

hot ductility;precipitates;intergranular fracture;intragranular fracture;pro-eutectoid ferrite

TF142．12；TF701

A

10．13264/j．cnki．ysjskx．2015．03．012

2014-10-22

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目（51274032）

劉偉建（1983-），男，博士研究生，主要從事連續(xù)鑄鋼方向的研究，E-mail：kaka580201@163．com．