貝氏體鋼連鑄坯高溫塑性熱模擬實(shí)驗研究

邵長靜，孫國菲

(1. 遼寧裝備制造職業(yè)技術(shù)學(xué)院，遼寧 沈陽 110161； 2. 中國第一重型機(jī)械集團(tuán)有限責(zé)任公司，遼寧 大連 116113)

貝氏體鋼連鑄坯高溫塑性熱模擬實(shí)驗研究

邵長靜1，孫國菲2

(1. 遼寧裝備制造職業(yè)技術(shù)學(xué)院，遼寧 沈陽 110161； 2. 中國第一重型機(jī)械集團(tuán)有限責(zé)任公司，遼寧 大連 116113)

為了進(jìn)一步提高連鑄坯的質(zhì)量，盡量減少或消除連鑄坯上裂紋的產(chǎn)生，采用實(shí)驗方法對連鑄坯的軋制過程進(jìn)行了研究。對自行研制的兩種貝氏體鋼進(jìn)行了熱模擬實(shí)驗，通過對斷面收縮率、抗拉強(qiáng)度、斷口形貌及斷口處金相的分析，為實(shí)驗鋼的連鑄提供了更有價值的技術(shù)支持。

連鑄；斷面收縮率；塑性；斷口形貌

0 前 言

眾所周知，在鋼材的軋制過程中，要通過熱加工的方式對其在單位長度上進(jìn)行擠壓，使其發(fā)生變形，這種加工方式對板材的質(zhì)量提出了更高的要求，在眾多影響因素中連鑄坯的表面質(zhì)量是影響板材表面質(zhì)量的重要因素之一。在連鑄生產(chǎn)過程中，材料的澆鑄溫度，軋制過程中的二冷水，對連鑄坯的頂彎過程，對連鑄坯的拉速以及矯直溫度的控制等對鑄坯的質(zhì)量均有影響[1]，這些影響因素會導(dǎo)致微小的裂紋出現(xiàn)在連鑄坯表面，實(shí)驗證明這些裂紋在后序的加工過程中不能被全部消除，未被消除的裂紋會遺留在產(chǎn)品的表面，給軋制后的板材帶來質(zhì)量問題。

鋼在高溫下的塑性與鋼的化學(xué)成分有著密不可分的聯(lián)系，不同化學(xué)成分的鋼在冶金過程中表現(xiàn)出了不同的物理冶金特點(diǎn)，在高溫下也表現(xiàn)出了各不相同的塑性，本實(shí)驗以自行研制的C1鋼和C2鋼(均為低碳貝氏體耐候鋼)為研究對象，進(jìn)行兩種實(shí)驗鋼高溫塑性的研究，主要目的在于找出他們最佳的軋制工藝溫度范圍，來提高二者鑄坯的表面質(zhì)量[1]。

1 實(shí)驗材料

本次實(shí)驗設(shè)計的C1鋼與C2鋼，成分如表1所示。

表1 實(shí)驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))/%

兩種實(shí)驗鋼中，特別添加了Mn元素，因為Mn的加入能促進(jìn)貝氏體的生成，同時能起到細(xì)化晶粒和固溶強(qiáng)化的作用；合金元素中的Nb能夠擴(kuò)大非再結(jié)晶區(qū)的范圍，同時能夠推遲再結(jié)晶，并通過析出強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化在熱變形過程中提高鋼的強(qiáng)度。硼元素能夠促進(jìn)鋼材軋制后冷卻過程中貝氏體的轉(zhuǎn)變。其中C2鋼較C1鋼特別添加了Cu、P和Ni等提高耐蝕性元素，在C2鋼中：P元素彌補(bǔ)了因C含量低所導(dǎo)致的固溶強(qiáng)化不足，Ni元素降低該鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，彌補(bǔ)了因P元素含量的升高而導(dǎo)致的低溫韌性的下降。

2 實(shí)驗方法

本實(shí)驗采用Gleeble-3000熱模擬試驗機(jī)，將鋼材加熱至1 350℃，加熱速率為10℃/s，保溫2 min，再以5℃/s的速度冷卻至鋼材的拉伸溫度，在此溫度仍然保溫2 min。其中750～1 350℃為C1鋼的變形溫度，變形溫度間隔為50℃，800～1 300℃為C2鋼的變形溫度，變形溫度間隔與C1鋼相同。拉斷后進(jìn)行空冷，在室溫下進(jìn)行試樣斷面收縮率的測定。

對實(shí)驗溫度為750，800，1 000℃以及1 300℃的試樣分別進(jìn)行斷口掃描，對不同溫度下拉伸試樣的斷口形貌進(jìn)行分析。將在750℃和1 000℃拉斷的C1鋼試樣，以及C2鋼在800℃和1 300℃拉斷的試樣斷口磨平并拋光，然后用4%的硝酸酒精溶液腐蝕，觀察斷口附近的金相組織。

3 實(shí)驗結(jié)果及分析

3.1 斷面收縮率測定結(jié)果及分析

圖1和圖2分別為C1鋼和C2鋼在不同溫度下斷面收縮率與抗拉強(qiáng)度變化曲線。由圖可知，在相同實(shí)驗溫度下C1鋼的斷面收縮率均高于C2鋼。根據(jù)斷面收縮率越高鋼材塑性越大的原理，可以看出當(dāng)溫度相同，當(dāng)受力也相同時，C2鋼連鑄坯所表現(xiàn)出的塑性較C1鋼差，更容易產(chǎn)生裂紋，而二者的抗拉強(qiáng)度相差不大。

1 斷面收縮率； 2 抗拉強(qiáng)度

1 斷面收縮率； 2 抗拉強(qiáng)度

由圖1可看出：隨著溫度的上升，C1鋼的抗拉強(qiáng)度明顯下降。當(dāng)溫度為1 200℃時C1鋼的抗拉強(qiáng)度值大約是24 MPa，此溫度后抗拉強(qiáng)度隨溫度下降而下降的趨勢逐漸變緩。從斷面收縮率曲線可以看出，鋼的高溫力學(xué)性能受到了溫度變化的顯著影響。高溫下鋼存在塑性區(qū)和脆性區(qū)兩個區(qū)間，1 300～1 350℃這個溫度區(qū)域是臨界區(qū)間，在該區(qū)間鋼的塑性急劇變差，斷面收縮率由70%下降到49%。在1 000～1 200℃這個溫度區(qū)間內(nèi)鋼表現(xiàn)出了良好的塑性，其斷面收縮率高于70%。當(dāng)溫度降到1 000℃以下，斷面收縮率再次降低，進(jìn)入了所說的第Ⅲ脆性溫度區(qū)。

通過文獻(xiàn)[2]我們了解到：對含錳碳鋼，要避免表面裂紋的產(chǎn)生，其斷面收縮率需達(dá)到40%，要避免表面橫裂紋的產(chǎn)生其斷面收縮率需達(dá)到60%[3]，當(dāng)含錳碳鋼的斷面收縮率小于60%時，會增高鑄坯裂紋的敏感性。因此，可將斷面收縮率60%作為高塑性區(qū)和低塑性區(qū)之間的門檻。

實(shí)驗表明，C1和C2兩種實(shí)驗鋼都存在第Ⅰ脆性區(qū)(Tm～1 300℃)與第Ⅲ脆性區(qū)(750～800℃)，不存在第Ⅱ脆性區(qū)[4]。影響第Ⅰ脆性區(qū)的主要因素是低熔點(diǎn)共晶體的存在，低塑性和低強(qiáng)度是由奧氏體晶間存在的液膜導(dǎo)致的，內(nèi)裂主要發(fā)生在這一溫度區(qū)間。當(dāng)應(yīng)變速率小于1%/s時，鋼材幾乎不會產(chǎn)生第Ⅱ脆性區(qū)的脆化，而本實(shí)驗鋼的應(yīng)變速率為0.5%/s，所以，認(rèn)為鋼在此脆性區(qū)的脆化與連鑄過程無太大關(guān)系。第Ⅲ脆性區(qū)(900～750℃)，該溫度區(qū)間的脆性被公認(rèn)為是導(dǎo)致各種表面裂紋的主要原因。

根據(jù)圖1和圖2中斷面收縮率曲線的變化趨勢我們不難看出：C1鋼在溫度下降到750℃以下，C2鋼在溫度下降到800℃以下時，斷面收縮率均會小于60%。綜合考慮兩種實(shí)驗鋼的實(shí)驗結(jié)果我們得出以下結(jié)論：C1鋼的低塑性區(qū)出現(xiàn)在750℃以下，C2鋼的低塑性區(qū)溫度高于C1鋼；連鑄坯(尤其是連鑄坯邊部)的頂彎以及矯直溫度均盡可能的避開第Ⅲ脆性溫度區(qū)中的低塑性區(qū)，操作溫度應(yīng)高于800℃；為了更利于提高材料的塑性，避免連鑄坯表面裂紋，二冷區(qū)冷卻應(yīng)盡量采用弱冷。

磷一直被認(rèn)為是引起鋼韌性降低的有害元素，因為磷會在晶界偏聚，從而導(dǎo)致晶界脆化，降低鋼的高溫?zé)崴苄浴2鋼中含磷0.052%，但在800～1 300℃表現(xiàn)出良好的高溫塑性，其塑性大于60%，主要是因為實(shí)驗鋼中添加了微量硼元素，硼在晶界的偏聚抑制了磷沿晶界的析出，削弱了磷對高溫塑性的影響。

3.2 斷口及金相組織分析

圖3為實(shí)驗鋼在750℃，1 000℃及1 300℃的斷口形貌。圖3a是C1鋼在750℃時斷口形貌，有一些淺坑分布在C1鋼的斷口基底上，這說明在斷裂時C1鋼還具有一定的塑性。大部分合金鋼的脆化都是由于在晶界處存在著先共析α相，α相首先形成微孔，通過微孔聚合長大然后再發(fā)生沿晶斷裂，從金相照片可以看出，實(shí)驗鋼的脆化與大部分合金鋼不同，在斷口附近出現(xiàn)的是粒狀貝氏體，而不是先共析α相，此時可將鈮碳氧化物的析出以及隨溫度的降低位錯運(yùn)動的減弱作為導(dǎo)致塑性下降的原因，圖3d為C2鋼在800℃時的斷口形貌，有韌窩存在于斷口區(qū)域。

a C1鋼, 750℃; b C1鋼, 1000℃; c C1鋼, 1300℃; d C2鋼, 800℃; e C2鋼, 1000℃; f C2鋼, 1300℃

由圖3b和e可看出，在實(shí)驗溫度為1 000℃時實(shí)驗鋼的斷口表面相對比較平坦。實(shí)驗鋼在1 000℃時表現(xiàn)出了良好的高溫拉伸塑性，拉伸試樣頸縮量大，頸縮處電流瞬間增大，斷口因溫度急劇升高而熔化，表現(xiàn)出斷口平坦，斷口處仍可看到原始奧氏體晶界。

如圖3c和f為實(shí)驗鋼在1 300℃時的斷口形貌圖，從宏觀上看斷口平坦，可見明顯裂紋存在于奧氏體晶間。試樣是在拉斷之后進(jìn)行空冷的，由圖4d可看出，斷口部位基本為粒狀貝氏體組織。在鋼的凝固溫度附近的第Ⅰ脆性區(qū)，由于氧、硫等雜質(zhì)富集在晶界，在高溫下形成了低熔點(diǎn)化合物，使晶界熔化，晶粒間液相量增大，脆性區(qū)向低溫區(qū)延伸，導(dǎo)致試樣斷裂。在實(shí)驗過程中C1鋼在1 300℃時的斷面收縮率為70%，因為C1鋼中磷、氧和硫等雜質(zhì)元素含量較低，所以其塑性下降并不明顯。

a C1鋼,750℃; b C1鋼,1000℃; c C2鋼,800℃; d C2鋼,1300℃

4 結(jié) 論

綜上所述，我們可以得出以下結(jié)論，兩種實(shí)驗鋼(C1鋼和C2鋼)的熱塑性存在第Ⅰ脆性區(qū)(凝固溫度～1 300℃)和第Ⅲ脆性區(qū)(750～800℃)，均無第Ⅱ脆性區(qū)。為了避免連鑄坯表面裂紋的產(chǎn)生，在連鑄坯的頂彎以及矯直過程中，溫度均應(yīng)盡量避開材料的第Ⅲ脆性區(qū)。在實(shí)驗過程，我們發(fā)現(xiàn)C2鋼也表現(xiàn)出了良好的高溫塑性，這是由于硼的存在抑制了磷在晶界的偏聚，削弱了磷對高溫塑性的影響。

[1] 孫國菲. 磷合金化低碳貝氏體耐候鋼的研制[D]. 沈陽：東北大學(xué)，2010.

[2] Mintz B, Yue S, Jonas J J. Hot ductility of steels and its relationship to the problem of transverse cracking during continuous casting[J]. International Materials Reviews, 1991, 36(5): 187.

[3] Suzuki H G, Nishimura S. Characteristics of hot cuctility in steel subjected to the melting and solidification[J]. Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan, 1982, 22(1): 48.

[4] 段雙霞，孫建林，李志恩，等.Q460C連鑄板坯的高溫塑性[J].鋼鐵研究學(xué)報，2009，21(5)：22-25.

An Experimental Study on High Temperature Plastic Thermal Simulation of Bainitic Steel of Continuous Casting Billet

SHAO Changjing1, SUN Guofei2

(1.LiaoningEquipmentManufactureCollegeofVocationalTechnology,Shenyang,Liaoning110161,China;2.ChinaFirstHeavyMachineryGroupLtd.,Dalian,Liaoning116113,China)

In order to improve the quality of continuous casting slabs, we have minimized or eliminated the occurrence of cracks on continuous casting slabs. The rolling process of continuous casting slab was studied in an experimental method. The thermal simulation experiment of two kinds of bainitic steel developed by ourselves was carried out. Through the percentage reduction of area、including tensile strength、appearance of fracture, we have made an analysis of metallographic phase in fracture. More valuable technical support is provided for the continuous casting of the experimental steel.

Continuous casting; Percentage reduction of area; Plasticity; Appearance of fracture

2017-06-11

邵長靜(1982-)，女，遼寧朝陽人，講師，研究方向：金屬材料相關(guān)性能，手機(jī)：18040051781，E-mail：561319188@qq.com.

TG142.2

A

10.14101/j.cnki.issn.1002-4336.2017.04.033