鈦微合金化高強大梁鋼高溫熱塑性能研究

宋 裕，高智君，汪水澤，尹晶晶

（1.攀鋼集團攀枝花鋼鐵研究院有限公司,釩鈦資源綜合利用國家重點實驗室,四川 攀枝花 617000；2.北京科技大學碳中和研究院,北京 100083）

0 引言

鈦（Ti）微合金高強度鋼以其高強度、高韌性和優良的焊接性能作為工程結構材料被廣泛應用于建筑、橋梁、船舶及汽車等各個領域[1]。微合金元素鈮、釩、鈦的添加會與鋼中的碳、氮元素結合形成碳氮化物，從而調控形變奧氏體的再結晶行為，釘扎晶界并阻礙晶粒長大，起到細晶強化和析出強化作用，提高鋼材的強度和韌性。然而，鈮、釩、鈦等微合金元素的增加同時提高了鑄坯的裂紋敏感性，使其在連鑄生產過程中更容易出現裂紋及其他表面缺陷，嚴重影響連鑄坯的表面質量及后續生產過程[2-3]。

在連鑄矯直過程中，鑄坯會受到較高的機械應力和熱應力，導致表面和內部發生撕裂，從而導致產品產量和質量降低[4-5]。早期，Suzuki 等人[6]通過高溫力學實驗對鑄坯的熱塑性行為進行研究，提出了影響高溫熱塑性三個脆性溫度范圍的機制，當溫度介于1 200～1 420 ℃（熔點）時，脆化主要是由于溫度過高而導致晶界熔化引起的。溫度在900～1 200 ℃時，熱塑性降低歸因于晶界析出的硫化物和氧化物導致晶界強度降低。溫度在600～900 ℃時，脆化主要由沿原始奧氏體晶界析出的晶間鐵素體引起。其中，連鑄坯對橫向裂紋的敏感性主要是由于在700～1 000 ℃的熱塑性差，該溫度范圍也正是連鑄坯矯直過程的溫度范圍。

第III 脆性區即600～900 ℃溫度范圍與橫向裂紋之間具有非常密切的聯系。熱塑性曲線中塑性槽的形成主要由于應變誘導的先共析鐵素體沿奧氏體晶界析出，鐵素體的強度低于奧氏體，因而在這些薄而軟的鐵素體周圍易產生較大的應變集中，促進晶界裂紋的形核和塑性的降低，導致沿晶開裂[7-8]。在塑性槽的高溫側，發生奧氏體動態再結晶使連鑄坯塑性得以恢復，但微合金碳氮化物的析出又會抑制動態再結晶過程，從而導致鋼的低塑性槽變寬。此外，大量細小的析出相導致局部沉淀硬化，并伴有嚴重的應力集中，從而促進裂紋的聚集和擴展。在塑性槽的低溫側，塑性的恢復取決于能否產生足夠體積分數的鐵素體，以防止應變集中[9]。

Ti 微合金化時，不僅能形成碳氮化物，影響其他元素如Al、Nb 和V 的析出，也可能改變鋼的相變行為，進而對鋼的熱塑性產生影響。Spradbery 等人[10]模擬了連鑄過程中不同的冷卻條件對熱塑性的影響，發現添加Ti 會損害鋼的熱塑性，并且細小的TiN 析出相比AlN 析出相對熱塑性產生的不利影響更大。Liu 等人[11]同樣發現，添加0.1%的Ti幾乎使整個試驗溫度650～1 250 ℃內高錳奧氏體鋼的熱塑性變差，是由于Ti(C,N) 顆粒在液態高錳奧氏體鋼中便開始形成，并且Ti(C,N) 和TiC 顆粒會加速裂紋沿晶界的擴展。Qian 等人[12]指出，大量較小的Ti(C,N) 顆?？烧T導形成極少量的細晶界鐵素體，降低晶界的粘附強度，從而惡化晶界。Beal等人[13]通過顯微組織表征分析以及熱動力學計算機模擬表明，微觀結構中明顯的Ti-Nb 析出是導致材料熱塑性惡化的原因。但與上述Ti 對熱塑性影響的研究結果相反的是，向鋼中單獨添加Ti 元素時對鋼中裂紋的形成沒有很大影響，在含有Al、Nb和V 的鋼中添加Ti 甚至可以改善拐角處橫向裂紋的形成[14]。這是因為Ti 的添加，與C 和N 結合形成新的Ti(C,N)，降低了游離N 的濃度，減少了在奧氏體晶界析出的氮化鋁（AlN）的數量。在鋼中，AlN 作為在晶界處形成的脆性相，會降低鋼的延展性和塑性。Ti 微合金化手段可以降低鋼中AlN 數量，改善鋼的延展性，使其更具可塑性[15]。

綜上所述，Ti 對高溫熱塑性的影響較為復雜，筆者通過模擬生產車間的溫度和應變速率，分別對四種不同Ti 含量高強鋼進行了高溫拉伸試驗，研究了Ti 微合金鋼鑄坯的高溫熱塑性變化規律及其影響因素，特別是對第III 脆性區間的熱塑性影響情況，可為工業生產中解決Ti 微合金高強大梁鋼熱塑性差問題提供一定指導。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗用鋼為某鋼廠生產的不同Ti 含量的汽車用大梁鋼連鑄坯，按強度級別分別為610L、700L、800L 和950L，主要化學成分見表1。

表1 試驗鋼主要化學成分Table 1 Main chemical compositions of the tested steel %

為了確保樣品成分和微觀結構的均勻性，從連鑄坯中間部分切割試樣，位置靠近鑄坯上表面，在1/4 鑄坯厚度處切取。最后，將其制成一個直徑為10 mm，長度為120 mm，兩端有螺紋的熱模擬拉伸圓棒試樣，如圖1 所示。

圖1 熱模擬拉伸試樣（單位：mm）Fig.1 The specimens of hot tensile test

1.2 試驗方法

在Gleeble-1 500 熱模擬試驗機上對Ti 微合金高強鋼進行高溫拉伸試驗，高溫熱塑性技術路線如圖2 所示。試驗采用半凝固試樣的加熱方式，樣品放置后，抽真空，以20 ℃/s 的速率將試樣加熱至1 350 ℃，保溫3 min 以完全溶解析出相，然后以3 ℃/s 的速率將試樣冷卻至600～1 300 ℃的試驗溫度，保溫1 min 以消除溫度梯度的影響，最后在600～1 300 ℃范圍內對不同試驗鋼試樣進行高溫拉伸，以1×10-3s-1的應變速率模擬鑄坯拉坯矯直階段工藝。試驗溫度指試樣中心表面溫度，其測量方式是利用焊在試樣表面上的一對Pt/Pt-Rh 熱電偶進行檢測。為盡量模擬現場工藝條件，試驗時持續通入氬氣作為保護氣體，試樣拉斷后采取水冷以保留高溫拉伸過程產生的析出相和先共析鐵素體形貌。

圖2 不同溫度下試驗鋼的抗拉強度及斷面收縮率Fig.2 Tensile strength and area reduction of experimental steel at different temperatures

采用Leica 光學顯微鏡（OM）、TESCAN 掃描電鏡（SEM）和Joel，JEM-2 100F 透射電鏡（TEM）對熱拉伸斷口形貌、微觀組織及析出物進行表征。金相試樣經過320#～2 000#砂紙進行機械研磨，使用2.5 μm 研磨膏進行機械拋光后，用4%(vol)硝酸酒精溶液進行侵蝕，侵蝕時間約為15 s。透射樣品通過電火花線切割機切取300 μm 薄片，用320#～2 000#砂紙研磨至50 μm 進行電解雙噴。電解雙噴液使用10%(vol)高氯酸酒精，溫度為-30 ℃，電壓25 V。

拉伸試樣斷裂后，測量斷裂部位的橫截面積，根據式（1）計算試樣的斷面收縮率φ，以評價試樣的高溫塑性。

式中，d0為高溫力學試樣原始直徑，mm；ST為不同溫度下試樣斷口面積，mm2，多次測量后求均值。

2 結果與討論

2.1 熱塑性曲線

斷面收縮率φ是衡量鑄坯高溫熱塑性的重要指標，φ值的大小反映了連鑄坯在高溫塑性變形過程中韌性的好壞。φ值越大，鋼的熱塑性越好，鑄坯受外力作用下產生表面裂紋的可能性越小。通常，臨界斷面收縮率為40%。當斷面收縮率大于40%時，稱為韌性區間[9]。斷面收縮率低于40%，稱為脆性區間[16]。

圖2 為不同Ti 含量的試驗鋼在不同溫度下抗拉強度及斷面收縮率的統計結果。由斷面收縮率曲線可以看出，4 種不同Ti 含量的試驗鋼在600～800 ℃范圍內斷面收縮率較低，且四種試驗鋼的斷面收縮率均在800 ℃達到極小值，分別為36.8%，29.4%，30.4%及12.1%。通常，鋼的抗拉強度隨溫度升高一般呈下降趨勢[17]，由圖2 中抗拉強度與溫度的曲線可知，試驗鋼的強度隨溫度的升高逐漸下降。對比不同試驗鋼高溫熱塑性曲線可以發現，610L，700L 以及800L 鋼熱塑性曲線分布規律類似，且差異不明顯。950L 鋼與其他三種試驗鋼相比，斷面收縮率明顯較小，高溫熱塑性較差，在600～1 050 ℃范圍內，斷面收縮率均低于40%，表明950L 鋼鑄坯在拉坯矯直階段易于發生橫裂。

2.2 斷口形貌

圖3 為800 ℃下不同試驗鋼斷口形貌SEM。從圖3 可以看出，四種試驗鋼在第III 脆性溫度區均表現出明顯的脆性斷裂，宏觀頸縮現象較弱，斷裂形式為解理斷裂，其斷口由許多晶粒尺寸大小的解理面組成。其中，610L 和800L 鋼斷面高低不平，有明顯抵抗變形痕跡，并且部分區域發現由于能量釋放形成的沿晶裂紋以及少量撕裂棱存在。700L 鋼斷面凹凸程度有所減少，但仍存在少量沿晶裂紋。950L 鋼宏觀斷面具有非常明顯的脆性斷裂現象，斷口可明顯觀察到規整的“冰糖狀”晶粒形貌，幾乎看不到塑性變形。經更高倍數放大發現，950L 鋼晶粒尺寸要明顯大于其它試驗鋼，其塑性也要明顯低于其它鋼種。

圖3 800 ℃下不同試驗鋼斷口SEM 形貌Fig.3 SEM morphology of fracture surface of different experimental steels at 800 ℃

2.3 斷口微觀組織

沿奧氏體晶界析出的先共析鐵素體在低碳微合金鋼的晶間斷裂中起著非常重要的作用[18]。不同試驗鋼在800 ℃變形溫度下斷口附近組織的光學顯微結構見圖4。從圖4 可以看出，800 ℃時，不同試驗鋼的奧氏體晶界附近均開始析出鐵素體相，這種膜狀的先共析鐵素體降低了奧氏體基體的連續性，在變形過程中，應變易于集中在晶界處強度較低的鐵素體膜中，當超過晶界鐵素體相所能承受的強度時，在鐵素體相中便會生成微孔，微孔聚合、長大，最后擴展形成裂紋[19]。

圖4 800 ℃下不同試驗鋼斷口附近組織形貌Fig.4 Microstructure near the fracture area of different experimental steels at 800 ℃;

由圖4 可知，800 ℃時，950L 鋼先共析鐵素體含量最低，610L 鋼中先共析鐵素體含量最高。而對于700L 和800L 鋼來說，兩者合金成分相差不大，故兩者先共析鐵素體含量相近。有研究表明[20]，當晶界鐵素體比例超過10%時，對高溫熱塑性的惡化作用就會明顯減小。因此，在變形溫度為800 ℃時，含量相對較高的先共析鐵素體使610L 鋼有著最高的斷面收縮率，其次為700L 和800L 鋼。而950L鋼先共析鐵素體含量最少，且呈薄膜網絡狀，導致較弱的晶間結合力和較高的應力集中效應，從而其熱塑性最差。

950L 鋼在900 ℃及1 150 ℃進行高溫熱塑性試驗，其斷口組織見圖5。熱拉伸變形后，其微觀組織為淬火馬氏體及彌散分布的第二相，第二相尺寸在幾納米到幾百納米之間。圖5(a)、(b)為900 ℃熱變形后的微觀組織，可觀察到組織中大量彌散分布著尺寸在10 nm 左右的析出相，經EDS 能譜分析，析出相主要為TiC。1 150 ℃熱變形后微觀組織見圖5(c)～(f)，僅觀察到少量150～170 nm 的(Ti,Mo)CN 析出。研究表明，納米尺寸析出相的尺寸和數量會顯著惡化材料的熱塑性。析出相密度越大，尺寸越細小，對熱塑性的惡化作用越明顯[10,21]。因此，900 ℃下變形時，高密度的納米級碳化物析出相在熱變形過程中易于應力集中，誘發微裂紋形成，從而降低材料熱塑性。

圖5 950L 鋼900 ℃（a)、(b）及1 150 ℃（c)～(f）微觀組織TEM 觀察Fig.5 TEM microstructures of the 950L steel observed steel at 900 ℃ (a),(b) and 1 150 ℃ (c)～(f)

此外，由于950L 鋼Nb，Ti 含量較其他三種試驗鋼較多，而Nb，Ti 含量對第三脆性區間有著顯著的影響。隨著Nb、Ti 含量的增加，析出物增多，導致第三脆性區間塑性谷變寬變深，微合金元素的第二相析出會破壞鋼的高溫熱塑性從而使鑄坯裂紋敏感性增加。

2.4 析出物

鈦的化學性質較為活潑，其在元素周期表中的位置表明鈦是鋼中最為強烈的碳化物和氮化物形成元素[22]。根據計算，鈦元素和氮元素的最適化學配比為Ti/N=47.9/14.01=3.42，即在該成分配比下，鋼中氮元素能夠完全被固溶。依據本文610L、700L、800L 和950L 鋼的化學成分，計算不同出試驗鋼的鈦氮化學配比分別為13.57/25.00、21.25 及26.50。

鋼中微合金元素主要以TiN、TiC、Ti(C,N)等碳氮化物的形式析出，這些微合金碳氮化物的析出會顯著降低鋼的熱塑性[23-24]。鋼中析出相對熱塑性的影響主要取決于它們的尺寸和分布，而影響析出相尺寸和分布的主要因素是鋼本身的成分及其經歷的熱履歷。利用熱力學計算軟件Thermo-calc 分析了不同試驗鋼中夾雜物或析出相形成的差異，具體的相圖計算結果如圖6 所示。

圖6 不同試驗鋼Thermo-cala 相圖計算結果Fig.6 Calculation results of Thermo-calc phase diagrams of different experimental steels

由圖6 可以看出四種試驗鋼TiN 析出溫度均處于固液兩相區內，分別為1 506、1 512、1 516、1 510 ℃。盡管四種試驗鋼中微合金元素的含量變化較大，但其TiN 的析出溫度均在1 500 ℃以上。此外，由于不同試驗鋼的鈦氮化學配比遠超理想化學配比，這將導致鋼液中剩余較多的Ti 元素，從而促進在高溫下析出大顆粒的TiN 粒子。圖7 為不同試驗鋼鑄態組織形貌，其組織均由鐵素體+少量珠光體構成，且可以觀察到棱角分明的液析TiN 顆粒存在（箭頭處）。

圖7 不同試驗鋼鑄態金相組織Fig.7 As-cast metallograph of different experimental steels

按照成分對試驗鋼中的析出物進行分類，將大尺寸的析出物分為五類：No TiN（不含TiN 的析出物），TiN，TiN+MnS，Al2O3+TiN+MnS，(Al,Mg,Ca)O+TiN+MnS。950L 中，未觀察到Al2O3+TiN+MnS 析出物。四種試驗鋼不同類型析出物的數密度分布如圖8 所示。對比發現，700L 和800L 中(Al,Mg,Ca)O+TiN+MnS 類型的夾雜物所占的數密度要顯著高于另外兩種試驗鋼，950L 鋼中的這類夾雜物數密度相對較低。此外，950L 鋼中以純TiN 為主，且TiN 和TiN+MnS 兩種夾雜物所占的數密度要高于其它三個鋼種。此外，四種試驗鋼析出物的粒徑分布結果顯示，610L、700L 和800L 鋼中的TiN 類析出物以及數密度較高的復合型析出物粒徑主要分布在1.5～5.5 μm 范圍內，而950L 鋼中含TiN 類析出物在大尺寸粒徑范圍內所占比例較大。

圖8 不同類型析出物數密度Fig.8 The number density of different types of precipitates

對950L 鋼中大顆粒析出物進行SEM 表征及能譜分析，其結果如圖9 所示。微米級的大尺寸析出物為以Al2O3為異質形核核心，包裹TiN 及一定MnS 的復合析出物。鑄態中的TiN 粒子的析出行為有兩種方式：一種為獨立生長，TiN 粒子呈規則的方形；另一種為復合式生長，TiN 粒子多呈不規則形狀。通過觀察發現，大多數TiN 粒子是以Al2O3為核心的復合式生長并最終形成大尺寸的液析TiN。

圖9 950L 試驗鋼析出物掃描圖片及面掃結果Fig.9 Scanning pictures and surface scanning results of 950L experimental steel precipitates

結合Thermo-cala 相圖計算結果可知，950L 鋼與其他試驗鋼相比，合金元素含量較多，在830～1 050 ℃時，為單相奧氏體組織，在此溫度范圍內的不同溫度下熱變形時，鋼中固溶的Nb、Ti、V 等元素以第二相析出物動態或靜態在奧氏體晶界析出。晶界發生滑移時，在應力作用下，析出物與基體中間產生空洞，空洞繼而發展聚合形成裂紋，降低了試驗鋼的熱塑性[25]。

3 結論

1）610L、700L、800L 及950L 鋼隨Ti 含量增加，脆性溫度區間的臨界溫度點逐漸降低，低塑性槽寬度逐漸增大。950L 鋼Ti 含量最高，高密度的納米析出相會顯著惡化其熱塑性。四種試驗鋼在第III 脆性區時頸縮現象較弱，均表現為脆性斷裂。微觀斷裂機理主要是沿奧氏體晶界析出的網膜狀鐵素體弱化了奧氏體晶粒的晶界強度，從而成為裂紋擴展源。

2）熱拉伸變形后，四種試驗鋼微觀組織為淬火馬氏體及彌散分布的富Nb、Ti 的碳氮化物，其尺寸在幾納米到百納米之間。細小的第二相粒子作為應力集中源，在載荷作用下易于形成微孔，從而聚集連接形成裂紋，降低熱塑性。另一方面，鈮鈦的碳氮化物釘扎在奧氏體晶界，阻礙奧氏體的動態再結晶，促使塑性低谷的溫度區間擴大，影響鋼的高溫力學性能。

3）610L、700L、800L 及950L 鑄坯中均存在微米級別的TiN 復合析出物；隨著Ti 含量增加，出現純TiN 顆粒。在應力作用下，這種TiN 顆粒及其它類型的夾雜物會與基體中間產生孔洞，孔洞繼而發展聚合形成裂紋，降低了試驗鋼的熱塑性。

4）為改善含鈦大梁鋼的熱塑性能，有必要控制鋼中TiN 在凝固前沿析出的數量和尺寸。目前可采取的措施主要降低鋼水N 含量以及按下限值控制鋼水中Ti 的添加量。此外，在保證矯直溫度的前提下也可以適當提高鋼水冷卻速率，以減少TiN 的尺寸，理論上講冷卻強度越大，凝固前沿析出TiN顆粒的尺寸越小。