李 超 尚國明

（山東鋼鐵股份有限公司萊蕪分公司）

0 前言

萊鋼大型H 型鋼生產(chǎn)線采用近終型異型坯進(jìn)行多規(guī)格熱軋H 型鋼、工字鋼產(chǎn)品的開發(fā)生產(chǎn)，其中在生產(chǎn)某些具有優(yōu)良低溫沖擊韌性要求的高級別鋼材時(shí)，通常采用Nb、Ti 復(fù)合微合金化工藝。通過采用適當(dāng)?shù)目刂栖堉乒に?，充分發(fā)揮這些微合金元素在軋制過程所起到的晶粒細(xì)化以及第二相沉淀強(qiáng)化的作用，以顯著提高鋼材的強(qiáng)度、低溫沖擊性能。Nb、Ti 微合金元素作為裂紋敏感性元素，在提高產(chǎn)品性能的同時(shí)，也增加了異型坯出現(xiàn)裂紋的幾率，在異型坯連鑄凝固和冷卻過程中，微合金元素Nb、Ti 會形成氮化物、碳氮化物或碳氮化物的析出相，惡化異型坯的高溫塑性，往往在連鑄矯直過程中，導(dǎo)致微合金化鋼異型坯在翼緣部位形成皮下網(wǎng)狀裂紋、橫裂紋等缺陷，降低了異型坯的表面質(zhì)量。

筆者針對萊鋼Nb、Ti 微合金化工藝Q345E異型坯，對其高溫塑性規(guī)律進(jìn)行了研究，掌握了其脆性溫度區(qū)間，為避免出現(xiàn)或減輕異型坯表面裂紋缺陷提供了指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

以萊鋼Q345E 近終型異型坯為研究對象，其化學(xué)成分見表1。

表1 樣品的化學(xué)成分熔煉分析 %

試驗(yàn)材料取自BB3 異型坯翼緣處無缺陷部位，試樣的拉伸或壓縮方向與澆鑄方向垂直，如圖1所示。

將試驗(yàn)材料加工成標(biāo)準(zhǔn)高溫力學(xué)性能試樣，其尺寸為：直徑Φ10 mm，長度121.5 mm，兩端帶有螺紋的圓棒，試樣尺寸如圖2 所示。

1.2 試驗(yàn)方案

圖1 BB3 高溫性能試樣取樣部位

圖2 高溫拉伸試樣尺寸（單位：mm）

高溫力學(xué)性能試驗(yàn)在萊鋼技術(shù)中心GLEEBLE 3800 熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，以10 ℃/s 的速度將試樣加熱至1 300 ℃并保溫30 s，然后以3 ℃/s 的速度將其降低至目標(biāo)溫度（目標(biāo)溫度分別為1 350 ℃、1 300 ℃、1 250 ℃、1 200 ℃、1 150 ℃、1 100 ℃、1 050 ℃、1 000 ℃、950 ℃、900 ℃、850 ℃、800 ℃、750 ℃、700 ℃、650 ℃，共15 個(gè)溫度點(diǎn)），保溫60 s后以ε=1×10-3s-1的應(yīng)變速率拉伸試樣，直到斷裂。

試樣拉伸斷裂冷卻后，測量斷裂部位的橫截面直徑，按照公式（1）計(jì)算試驗(yàn)鋼的斷面收縮率Z，根據(jù)拉伸斷裂過程中的數(shù)據(jù)繪制斷面收縮率Z 隨溫度的變化趨勢圖。在掃描電鏡（SEM）下觀察不同斷裂溫度的斷口形貌類型[1]。

Z=（So-Su）/So×100% （1）

式中：So——試樣原始截面積，mm2；

Su——試樣拉斷后頸縮處的截面積，mm2。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

鋼材的高溫力學(xué)性能試驗(yàn)通常用一定溫度和力的作用下，鋼的應(yīng)力和應(yīng)變之間的關(guān)系來描述。它反應(yīng)了鋼在較高溫度狀態(tài)下抵抗各種應(yīng)力的能力，這與連鑄坯的裂紋有關(guān)聯(lián)，一般以斷面收縮率和抗拉強(qiáng)度作為鋼材的高溫力學(xué)性能的主要指標(biāo)[2]。斷面收縮率越高，塑性越好，連鑄坯越不易產(chǎn)生裂紋。一般以Z =60% 作為鋼材高溫塑性的臨界值，低于60% 時(shí)則稱其溫度范圍為脆性區(qū)間。

試驗(yàn)得到的不同拉伸溫度下試樣的斷面收縮率數(shù)據(jù)見表2，根據(jù)試驗(yàn)數(shù)據(jù)所繪制的高溫塑性曲線如圖3 所示。第I 脆化區(qū)是在1 300 ℃至熔點(diǎn)溫度區(qū)間出現(xiàn)的，在該溫度區(qū)間內(nèi)，斷面收縮率由1 300℃的85%降到了1 350 ℃的53%，第I 脆性區(qū)一般是不能避免的，脆性的產(chǎn)生是由于沿著樹枝晶的界面有殘存的液相薄膜，在晶界處析出含有P、S等雜質(zhì)的低熔點(diǎn)化合物使晶界熔化所至[3]。在700 ～900 ℃的溫度區(qū)間內(nèi)，是第III 脆性區(qū)。在第III 脆性區(qū)內(nèi)，鋼的斷面收縮率最低為41%，鋼的塑性較低，是導(dǎo)致鋼表面產(chǎn)生裂紋的重要原因之一。

圖3 高溫塑性曲線

表2 不同拉伸溫度下試樣的斷面收縮率

脆性產(chǎn)生的原因：一是由γ 相向α 相發(fā)生相變的過程中，晶界處析出了薄膜狀的析出相，它的強(qiáng)度較低，容易產(chǎn)生脆裂，導(dǎo)致脆性；二是因AlN以及Nb（C，N）質(zhì)點(diǎn)在奧氏體晶界的析出，引起了晶界的脆化。試驗(yàn)中第III 脆性區(qū)產(chǎn)生的原因主要為原因二。在950 ～1 300 ℃的溫度范圍內(nèi)，試樣的斷面收縮率最小為65%，最大為86%，是異型坯的最佳塑性區(qū)。

3 斷口形貌

3.1 低溫塑性區(qū)

在650 ℃，試樣的斷面收縮率為62%，其斷口形貌如圖4 所示。

圖4 650 ℃試樣的斷口形貌

從圖4 可以看出，宏觀斷口有頸縮現(xiàn)象，試樣斷口有大小不等、深淺不一的韌窩，晶界有明顯的撕裂棱，因此試樣的斷裂方式為微孔聚集型的斷裂。大韌窩是由析出的第二相顆?；驃A雜物形成的，它們與基體的結(jié)合力較弱，在外應(yīng)力作用下，更容易產(chǎn)生微孔裂紋，隨著微孔的合并長大，最終形成斷裂，而小韌窩是由于大韌窩之間發(fā)生互相撕裂后，連接而形成的。而析出物的類別、組成不同，也會導(dǎo)致韌窩的形態(tài)不同。此溫度為鐵素體、珠光體區(qū)間，而鐵素體的含量較多，因此具有較好的塑性。

3.2 第III 脆性區(qū)斷口形貌

在850 ℃，試樣的斷面收縮率為42%，斷口形貌如圖5 所示。

圖5 850 ℃試樣的斷口形貌

從圖5 可以看出，宏觀斷口有頸縮現(xiàn)象，但是頸縮量較650 ℃的小，試樣斷口形貌呈現(xiàn)河流花樣，它的斷口河流狀短而不連續(xù)，故該溫度下的斷裂為準(zhǔn)解理斷裂。準(zhǔn)解理斷裂是介于韌性斷裂和解理斷裂之間的一種穿晶斷裂，所以它的性能也應(yīng)居于韌性斷裂和解理斷裂之間，即準(zhǔn)解理下的斷口韌性低于韌性斷裂，但高于解理斷裂。在該溫度下，在奧氏體晶內(nèi)和晶界大量析出Nb（ N， C）、AlN 等析出物，同時(shí)在應(yīng)變作用下，奧氏體晶界形成鐵素體網(wǎng)膜，鐵素體網(wǎng)膜強(qiáng)度只有奧氏體的四分之一，此時(shí)的晶界是最薄弱區(qū)，變形時(shí)容易斷裂，一般塑性較差。

3.3 高溫塑性區(qū)斷口形貌

在1 150 ℃，試樣的斷面收縮率為86%，塑性較好，斷口形貌如圖6 所示。

圖6 1 150 ℃試樣的斷口形貌

從圖6 可以看出，宏觀斷口有明顯頸縮現(xiàn)象，試樣斷口存在大小不一、深淺不同的韌窩，為典型的微孔聚集型韌性斷裂。Nb 的碳、氮化物低于1 000 ℃才會析出，因此在此溫度下，降低了由析出量較少的第二相顆粒所產(chǎn)生應(yīng)力集中現(xiàn)象的發(fā)生，但卻使得晶界的滑移更容易，從而提高了試樣的塑性變形能力。而此溫度下析出的TiN 顆粒較大，優(yōu)先結(jié)合了部分N，減少了Nb（C，N）或AlN 在奧氏體晶界的析出，也可作為它們析出物的形核點(diǎn)，減輕微細(xì)的鈮的碳氮化物對鋼的高溫塑性產(chǎn)生的不良影響。

4 工藝建議

根據(jù)高溫塑性試驗(yàn)可知，在700 ～900 ℃的溫度區(qū)間內(nèi)，是異型坯的第III 脆性區(qū)，是產(chǎn)生異型坯裂紋的敏感區(qū)域，處于奧氏體、鐵素體兩相區(qū)，而高于900 ℃，異型坯的熱塑性逐漸提高，并逐漸進(jìn)入奧氏體單向區(qū)，為減少異型坯表面裂紋的出現(xiàn)，應(yīng)將連鑄坯表面溫度控制在900 ℃以上的高溫塑性區(qū)進(jìn)行矯直， 可有效改善異型坯的表面質(zhì)量。

5 結(jié)論

（1）鈮鈦微合金鋼異型坯存在高溫塑性區(qū)、第I 脆性區(qū)以及第III 脆性區(qū)，第I 脆性區(qū)的溫度范圍為1 300 ℃至熔點(diǎn)，高溫塑性區(qū)的溫度范圍為950 ～1 300 ℃，第III 脆性區(qū)的溫度范圍為700～900 ℃。

（2）鈮鈦微合金鋼在高溫塑性區(qū)為微孔聚集韌性斷裂，呈現(xiàn)典型的韌窩結(jié)構(gòu)，在第III脆性區(qū)為準(zhǔn)解理斷裂，呈現(xiàn)典型的河流花樣結(jié)構(gòu)。

（3）在鈮鈦微合金鋼異型坯的生產(chǎn)過程中應(yīng)嚴(yán)格控制矯直溫度，在900 ℃以上的高溫塑性區(qū)進(jìn)行矯直，可以有效改善異型坯的表面質(zhì)量。