釩微合金化異型坯S355ML的高溫?zé)崴苄?/h1>
2021-03-22 03:43胡春林楊應(yīng)東付振宇
胡春林，劉 崇，吳 堅，楊應(yīng)東，劉 綱，付振宇，張 劍，李 杰
(1. 馬鞍山鋼鐵股份有限公司 長材事業(yè)部，安徽 馬鞍山243011；2. 河鋼集團(tuán) 鋼研總院，石家莊050023；3. 清華大學(xué)信息國家研究中心，北京100084；4. 江陰興澄特種鋼鐵有限公司，江蘇 無錫214429；5.河鋼股份有限公司承德分公司，河北承德067102)
隨著鋼鐵產(chǎn)品向優(yōu)質(zhì)低耗高效化方向發(fā)展，微合金元素在鋼鐵產(chǎn)品中用途越來越廣，用量也越來越大。與普通鋼相比，微合金鋼的連鑄裂紋敏感性較強，生產(chǎn)難度較大，微合金元素在高溫下析出碳化物、氮化物及碳氮化物，使鋼的脆性明顯提高，鑄坯表面裂紋發(fā)生率較高。H型鋼作為一種節(jié)約性斷面型材，與同規(guī)格的普通型鋼相比，無論是在剛度，還是在慣性矩等力學(xué)性能方面均具優(yōu)越性；在承受相同載荷情況下，可在普通工字鋼的基礎(chǔ)之上減重20%，故H型鋼在國民經(jīng)濟建設(shè)中的諸多領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用。異型坯表面質(zhì)量控制是生產(chǎn)高性能H型鋼的關(guān)鍵技術(shù)之一，但異型坯結(jié)構(gòu)復(fù)雜，在澆注過程中受到熱應(yīng)力、矯直力等作用，鑄坯缺陷發(fā)生概率增加，致使其表面質(zhì)量難以控制。為此，諸多冶金學(xué)者致力于提升異型坯表面質(zhì)量，并開展大量研究：Kim等通過建立異型坯二維熱彈塑性耦合有限元模型，研究結(jié)晶器內(nèi)凝固坯殼復(fù)雜的熱力行為，從溫度場和應(yīng)力場兩方面分析結(jié)晶器內(nèi)鑄坯表面裂紋的萌生區(qū)域及產(chǎn)生裂紋的原因；孫維等、杜松林等、沈昶等從拉速、二冷配水、設(shè)備管理等因素研究鑄坯產(chǎn)生缺陷的原因，并提出相應(yīng)措施；羅偉利用ANSYS軟件建立異型坯熱力耦合有限元模型，分析二次冷卻區(qū)溫度和應(yīng)力分布，并通過優(yōu)化二次冷卻區(qū)冷卻水量，減少鑄坯裂紋。文中就國內(nèi)某企業(yè)生產(chǎn)的釩微合金化異型坯S355ML出現(xiàn)的翼緣裂紋問題，結(jié)合試驗測定的異型坯高溫塑性曲線，對異型坯翼緣裂紋的形成機理進(jìn)行探討，以供生產(chǎn)異型坯連鑄工藝參考。
1 試 驗
1.1 試驗材料
試驗材料來源于國內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的釩微合金化異型坯S355ML，異型坯斷面尺寸為750 mm×450 mm×120 mm，在異型坯翼緣處產(chǎn)生了大量表面橫裂紋。帶氧化鐵皮異型坯的表面裂紋不易被發(fā)現(xiàn)，經(jīng)扒皮后的異型坯沿振痕方向在其表面分布著5～15 mm的橫裂紋，異型坯和軋材上裂紋的形貌及分布如圖1，化學(xué)成分如表1。
圖1 異型坯與軋材表面裂紋形貌Fig.1 Surface crack morphology of beam blank and rolled bar
表1 釩微合金化異型坯S355ML的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of vanadium microalloyed beam blank S355ML
1.2 試驗過程
將磨拋的釩微合金化異型坯S355ML試樣用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，在LEXT OLS4100型激光共聚焦顯微鏡下觀察其表面裂紋周圍的微觀組織。將一試樣切割成約0.3 mm厚的均勻薄片，用金剛砂紙機械研磨至120～150 μm厚，隨后拋光研磨至約100 μm厚，沖成Φ3 mm圓片，將Φ3 mm的圓片中心減薄出小孔，采用Tecnai F30透射電子顯微鏡檢測試樣缺陷處的析出物將試樣加工成Φ10 mm×110 mm的圓棒，以10 ℃/s的速率在Gleeble 3500熱模擬試驗機上加熱至1 300 ℃保溫180 s；以3 ℃/s的降溫速率降至目標(biāo)溫度，保溫180 s后以1×10s的應(yīng)變速率對試樣進(jìn)行拉伸。試驗過程中全程通Ar氣保護(hù)，高溫拉伸實驗工藝控制示意圖如圖2。實驗溫度區(qū)間為650～1 250 ℃，溫度間隔為50 ℃，試樣被拉斷后，立即對其斷口噴吹大量壓縮空氣冷卻，以保留高溫斷口形貌。采用Quanta FEG 450 型熱場發(fā)射環(huán)境掃描電鏡觀察斷口的微觀形貌，分析其斷裂類型。
圖2 高溫拉伸實驗溫度制度示意圖Fig.2 Schematic diagram of temperature regime in high temperature tensile test
2 試驗結(jié)果與分析
2.1 翼緣裂紋的形貌與特征
異型坯翼緣裂紋宏觀與微觀形貌如圖3。由圖3可看出：裂紋長度集中在2～7 mm范圍，裂紋在異型坯表面無固定延伸方向，分布混亂且相互交叉(圖3(a))；裂紋表面和截面的組織主要為鐵素體+珠光體，且裂紋周邊未發(fā)現(xiàn)脫碳層，推斷裂紋不是在結(jié)晶器內(nèi)部生成的，而是產(chǎn)生于二冷段，從異型坯表面向基體內(nèi)部呈V形開裂延伸(圖3(b)(c))；異型坯內(nèi)部存在大量的位錯，但并未發(fā)現(xiàn)碳化物和第二相析出物(圖3(d))。
圖3 異型坯翼緣裂紋宏觀與微觀形貌Fig.3 Macro/micro morphology of flange crack in beam blank
2.2 高溫?zé)崴苄?/h3>
2.2.1 高溫力學(xué)性能
圖4 釩微合金化異型坯S355ML的高溫力學(xué)性能曲線Fig.4 Curves of high temperature mechanical property of vanadium microalloyed beam blank S355ML
不同溫度下異型坯試樣的應(yīng)力應(yīng)變曲線和抗拉強度曲線如圖4。由圖4可知，隨拉伸溫度升高，異型坯能承受的最大應(yīng)力逐漸降低，且拉伸力逐漸降低，強度也表現(xiàn)出逐漸減弱的趨勢，表明表面溫度越高，異型坯的高溫強度越差。當(dāng)應(yīng)力超過異型坯屈服強度時，試樣開始發(fā)生塑性變形行為，隨應(yīng)變增加應(yīng)力達(dá)到最大值；此后隨變形量的遞增應(yīng)力呈遞減趨勢，試樣開始發(fā)生非均勻塑性變形并伴隨有頸縮行為，最終導(dǎo)致試樣產(chǎn)生裂紋并擴展，當(dāng)超過異型坯的抗拉強度時，試樣被瞬間拉斷。在750～850 ℃范圍內(nèi)，隨著應(yīng)變的增加應(yīng)力增長變緩，在此溫度區(qū)間，位錯有回復(fù)的能力，可降低位錯在晶界處的畸變能，致使應(yīng)力增長變緩；當(dāng)應(yīng)力達(dá)到峰值后，隨應(yīng)變的增加應(yīng)力依然快速下降，說明裂紋仍迅速擴展，鋼的塑性較差。
2.2.2 斷面收縮率
斷面收縮率ψ是表征高溫異型坯塑性變形能力的重要指標(biāo)，釩微合金化異型坯S355ML 異型坯的斷面收縮率與溫度的關(guān)系如圖5。由圖5 可知：在650～1 250 ℃的降溫過程中，異型坯斷面收縮率呈先增加后降低再增加的趨勢，在1 100 ℃左右達(dá)最大(ψ=87.9%)；低于950 ℃下，ψ 基本呈下降趨勢，在850 ℃達(dá)最小，溫度再下降，ψ又有所恢復(fù)。文獻(xiàn)[11]中以ψ=60%作為臨界點判斷鋼的高溫塑性，當(dāng)ψ＜60%時材料塑性較差，裂紋敏感性強，易產(chǎn)生裂紋。根據(jù)圖5可知：釩微合金化異型坯S355ML存在3個脆性區(qū)：第Ⅰ脆性區(qū)為固相線～1 250 ℃區(qū)間，斷面收縮率小于60%；第Ⅱ脆性區(qū)存在于1 200～950 ℃區(qū)間，斷面收縮率遠(yuǎn)高于60%，在1 100 ℃時塑性最佳；第三脆性區(qū)處于900～700 ℃區(qū)間，異型坯在變形過程中易產(chǎn)生微裂紋缺陷。
圖5 斷面收縮率隨溫度的變化Fig.5 Variation of section reduction with temperature
2.3 斷口形貌
2.3.1 第Ⅰ脆性區(qū)斷口形貌
圖6為第一脆性區(qū)間內(nèi)拉伸試樣在1 250 ℃時的斷口形貌。
圖6 拉伸試樣在1 250 ℃時的斷口形貌Fig.6 Fracture morphology of tensile specimen at 1 250 ℃
由圖6可看出：拉伸試樣斷口處存在大量液膜，為典型的沿晶脆性斷裂；斷口較平滑，呈液相凝固自由收縮、沿晶界液膜破壞的形貌；斷口區(qū)域保留完整的樹枝晶，在樹枝晶之間存在偏析、顯微疏松，可引起應(yīng)力集中形成裂紋源，裂紋長大、聚合并擴展；斷口截面處的球形物質(zhì)周邊存在凹坑，此物質(zhì)在高溫時以液滴狀態(tài)存在，凹坑是液滴凝固收縮的結(jié)果。
2.3.2 第Ⅱ脆性區(qū)斷口形貌
拉伸試樣在1 000 ℃時的斷口形貌如圖7。由圖7可看出：斷口處存在明顯的宏觀頸縮現(xiàn)象；斷口表面較平整，存在大量大而深的纖維狀韌窩及不均勻空洞，且在基體韌窩周邊產(chǎn)生塑性變形現(xiàn)象，斷口形貌特征為穿晶斷裂模式，斷口處發(fā)生塑性變形行為。由此可看出，試樣邊緣與拉伸應(yīng)力軸向成45°的剪切斷裂，斷口呈微孔聚集型的杯錐狀。再次結(jié)合釩微合金化異型坯S355ML的斷面收縮率可知，在950～1 200 ℃區(qū)間橫向試樣的塑性較好。
圖7 拉伸試樣在1 000 ℃時的斷口形貌Fig.7 Fracture morphology of tensile specimen at 1 000 ℃
2.3.3 第Ⅲ脆性區(qū)斷口形貌
拉伸試樣在850 ℃時的斷口形貌如圖8。由圖8可看出，斷口表現(xiàn)為明顯的脆性斷裂。區(qū)間700～900 ℃的斷口形貌呈冰糖狀，斷口處未發(fā)現(xiàn)塑性變形區(qū)域，此斷裂方式為沿晶斷裂模式。根據(jù)相變凝固理論，在700～900 ℃區(qū)間，先共析鐵素體會在奧氏體晶界上結(jié)晶析出，異型坯凝固過程中處于應(yīng)力作用下，其變形首先發(fā)生在先共析鐵素體上，當(dāng)應(yīng)力超過晶界鐵素體的強度極限時，就會在晶界處產(chǎn)生空洞，進(jìn)而擴展/萌生形成裂紋。如果晶界處存在偏析元素(P，S)或夾雜物時，同樣會削弱晶界間的結(jié)合力，導(dǎo)致異型坯發(fā)生沿晶脆性斷裂，同時在凝固過程中沿晶界析出的第二相V(C，N)也會降低異型坯的塑性。
圖8 拉伸試樣在850 ℃時的斷口形貌Fig.8 Fracture morphology of tensile specimen at 850 ℃
根據(jù)釩微合金化異型坯S355ML在不同拉伸溫度、不同放大倍數(shù)的斷口形貌分析，結(jié)合釩微合金化異型坯S355ML的斷面收縮率，可知第Ⅱ脆性區(qū)的斷口形貌存在明顯的宏觀頸縮現(xiàn)象以及大量大而深的纖維狀韌窩和不均勻空洞，因此異型坯連鑄的最佳矯直溫度區(qū)間為900～1 200 ℃。
2.4 斷口附近組織形貌
圖9為第三脆性溫度區(qū)間內(nèi)試樣斷口附近的組織。根據(jù)圖9并結(jié)合釩微合金化異型坯S355ML第Ⅲ脆性區(qū)的斷面收縮率可知，釩微合金化異型坯S355ML的高溫塑性與組織有密切關(guān)系。
圖10為試樣斷面收縮率與斷口組織中鐵素體含量之間的關(guān)系。由圖10可知：隨γ晶界處α鐵素體析出量的增加，試樣塑性呈先減小后增大的趨勢，當(dāng)拉伸溫度為850 ℃時，斷口處α鐵素體體積分?jǐn)?shù)為1.97%，ψ為24.66%；拉伸溫度低于850 ℃時，斷面收縮率ψ隨α鐵素體析出量的增加而增大；拉伸溫度700 ℃時，斷口處α鐵素體體積分?jǐn)?shù)為64.51%，ψ遞增至59.42%。
圖9 拉伸試樣斷口附近組織形貌Fig.9 Microstructures of the tensile specimen near fracture
釩微合金化異型坯S355ML在700～900 ℃范圍內(nèi)塑性較差的原因是基體在此溫度區(qū)間發(fā)生相變反應(yīng)，隨著拉伸溫度的降低，基體由γ單相區(qū)進(jìn)入γ+α兩相區(qū)。α鐵素體相強度僅相當(dāng)于γ奧氏體相強度的1/4左右，相變初期α鐵素體在γ奧氏體晶界處析出量較少，且應(yīng)變迅速匯聚到α鐵素體上，導(dǎo)致在α鐵素體和γ奧氏體處產(chǎn)生不協(xié)調(diào)的變形，α鐵素體產(chǎn)生較大的變形，而奧氏體變形量較小，α鐵素體相先達(dá)到強度極限，并在兩相交界處形成空洞。隨著拉伸進(jìn)行，空洞擴張形成宏觀裂紋，最終導(dǎo)致試樣被拉斷，且在脆性溫度700～900 ℃內(nèi)α 鐵素體析出體積分?jǐn)?shù)在15%以下。故在異型坯矯直過程中應(yīng)使釩微合金化異型坯S355ML 表面溫度避開700～900 ℃區(qū)間，減小異型坯翼緣裂紋產(chǎn)生的可能性。
圖10 試樣斷面收縮率與斷口附近鐵素體體積分?jǐn)?shù)之間的關(guān)系Fig. 10 Relationship between section reduction and volume fraction of α-ferrite near fracture
3 結(jié) 論
1)釩微合金化異型坯S355ML翼緣處裂紋呈V形且向鋼基體延伸，異型坯表面組織以鐵素體、珠光體為主，裂紋周邊未發(fā)現(xiàn)脫碳層，裂紋產(chǎn)生于異型坯二冷段。
2)在750～850 ℃區(qū)間內(nèi)，當(dāng)應(yīng)變范圍＜0.05%，應(yīng)力瞬間達(dá)到最大，隨著應(yīng)變的進(jìn)行，應(yīng)力又瞬時降低，說明異型坯的塑性變形能力在750～850 ℃的范圍內(nèi)不佳。
3)在1×10s的應(yīng)變速率下，釩微合金化異型坯S355ML的第Ⅰ脆性區(qū)在固相線～1 250 ℃溫度區(qū)間，第Ⅱ高塑性區(qū)在950～1 200 ℃區(qū)間，第三脆性區(qū)在700～900 ℃區(qū)間。
4)在第三脆性區(qū)，鋼的塑性隨著α鐵素體析出量的增加先減小后增大，當(dāng)拉伸溫度為850 ℃時其斷口處α鐵素體體積分?jǐn)?shù)為1.97%，延伸率ψ最小，為24.66%；拉伸溫度小于850 ℃時，ψ隨α鐵素體析出量的增加而提高；拉伸溫度700 ℃時，斷口處α鐵素體體積分?jǐn)?shù)為64.51%，ψ遞增至59.42%。
胡春林，劉 崇，吳 堅，楊應(yīng)東，劉 綱，付振宇，張 劍，李 杰
(1. 馬鞍山鋼鐵股份有限公司 長材事業(yè)部，安徽 馬鞍山243011；2. 河鋼集團(tuán) 鋼研總院，石家莊050023；3. 清華大學(xué)信息國家研究中心，北京100084；4. 江陰興澄特種鋼鐵有限公司，江蘇 無錫214429；5.河鋼股份有限公司承德分公司，河北承德067102)
隨著鋼鐵產(chǎn)品向優(yōu)質(zhì)低耗高效化方向發(fā)展，微合金元素在鋼鐵產(chǎn)品中用途越來越廣，用量也越來越大。與普通鋼相比，微合金鋼的連鑄裂紋敏感性較強，生產(chǎn)難度較大，微合金元素在高溫下析出碳化物、氮化物及碳氮化物，使鋼的脆性明顯提高，鑄坯表面裂紋發(fā)生率較高。H型鋼作為一種節(jié)約性斷面型材，與同規(guī)格的普通型鋼相比，無論是在剛度，還是在慣性矩等力學(xué)性能方面均具優(yōu)越性；在承受相同載荷情況下，可在普通工字鋼的基礎(chǔ)之上減重20%，故H型鋼在國民經(jīng)濟建設(shè)中的諸多領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用。異型坯表面質(zhì)量控制是生產(chǎn)高性能H型鋼的關(guān)鍵技術(shù)之一，但異型坯結(jié)構(gòu)復(fù)雜，在澆注過程中受到熱應(yīng)力、矯直力等作用，鑄坯缺陷發(fā)生概率增加，致使其表面質(zhì)量難以控制。為此，諸多冶金學(xué)者致力于提升異型坯表面質(zhì)量，并開展大量研究：Kim等通過建立異型坯二維熱彈塑性耦合有限元模型，研究結(jié)晶器內(nèi)凝固坯殼復(fù)雜的熱力行為，從溫度場和應(yīng)力場兩方面分析結(jié)晶器內(nèi)鑄坯表面裂紋的萌生區(qū)域及產(chǎn)生裂紋的原因；孫維等、杜松林等、沈昶等從拉速、二冷配水、設(shè)備管理等因素研究鑄坯產(chǎn)生缺陷的原因，并提出相應(yīng)措施；羅偉利用ANSYS軟件建立異型坯熱力耦合有限元模型，分析二次冷卻區(qū)溫度和應(yīng)力分布，并通過優(yōu)化二次冷卻區(qū)冷卻水量，減少鑄坯裂紋。文中就國內(nèi)某企業(yè)生產(chǎn)的釩微合金化異型坯S355ML出現(xiàn)的翼緣裂紋問題，結(jié)合試驗測定的異型坯高溫塑性曲線，對異型坯翼緣裂紋的形成機理進(jìn)行探討，以供生產(chǎn)異型坯連鑄工藝參考。
1 試 驗
1.1 試驗材料
試驗材料來源于國內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的釩微合金化異型坯S355ML，異型坯斷面尺寸為750 mm×450 mm×120 mm，在異型坯翼緣處產(chǎn)生了大量表面橫裂紋。帶氧化鐵皮異型坯的表面裂紋不易被發(fā)現(xiàn)，經(jīng)扒皮后的異型坯沿振痕方向在其表面分布著5～15 mm的橫裂紋，異型坯和軋材上裂紋的形貌及分布如圖1，化學(xué)成分如表1。
圖1 異型坯與軋材表面裂紋形貌Fig.1 Surface crack morphology of beam blank and rolled bar
表1 釩微合金化異型坯S355ML的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of vanadium microalloyed beam blank S355ML
1.2 試驗過程
將磨拋的釩微合金化異型坯S355ML試樣用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，在LEXT OLS4100型激光共聚焦顯微鏡下觀察其表面裂紋周圍的微觀組織。將一試樣切割成約0.3 mm厚的均勻薄片，用金剛砂紙機械研磨至120～150 μm厚，隨后拋光研磨至約100 μm厚，沖成Φ3 mm圓片，將Φ3 mm的圓片中心減薄出小孔，采用Tecnai F30透射電子顯微鏡檢測試樣缺陷處的析出物將試樣加工成Φ10 mm×110 mm的圓棒，以10 ℃/s的速率在Gleeble 3500熱模擬試驗機上加熱至1 300 ℃保溫180 s；以3 ℃/s的降溫速率降至目標(biāo)溫度，保溫180 s后以1×10s的應(yīng)變速率對試樣進(jìn)行拉伸。試驗過程中全程通Ar氣保護(hù)，高溫拉伸實驗工藝控制示意圖如圖2。實驗溫度區(qū)間為650～1 250 ℃，溫度間隔為50 ℃，試樣被拉斷后，立即對其斷口噴吹大量壓縮空氣冷卻，以保留高溫斷口形貌。采用Quanta FEG 450 型熱場發(fā)射環(huán)境掃描電鏡觀察斷口的微觀形貌，分析其斷裂類型。
圖2 高溫拉伸實驗溫度制度示意圖Fig.2 Schematic diagram of temperature regime in high temperature tensile test
2 試驗結(jié)果與分析
2.1 翼緣裂紋的形貌與特征
異型坯翼緣裂紋宏觀與微觀形貌如圖3。由圖3可看出：裂紋長度集中在2～7 mm范圍，裂紋在異型坯表面無固定延伸方向，分布混亂且相互交叉(圖3(a))；裂紋表面和截面的組織主要為鐵素體+珠光體，且裂紋周邊未發(fā)現(xiàn)脫碳層，推斷裂紋不是在結(jié)晶器內(nèi)部生成的，而是產(chǎn)生于二冷段，從異型坯表面向基體內(nèi)部呈V形開裂延伸(圖3(b)(c))；異型坯內(nèi)部存在大量的位錯，但并未發(fā)現(xiàn)碳化物和第二相析出物(圖3(d))。
圖3 異型坯翼緣裂紋宏觀與微觀形貌Fig.3 Macro/micro morphology of flange crack in beam blank
2.2 高溫?zé)崴苄?/h3>
2.2.1 高溫力學(xué)性能
圖4 釩微合金化異型坯S355ML的高溫力學(xué)性能曲線Fig.4 Curves of high temperature mechanical property of vanadium microalloyed beam blank S355ML
不同溫度下異型坯試樣的應(yīng)力應(yīng)變曲線和抗拉強度曲線如圖4。由圖4可知，隨拉伸溫度升高，異型坯能承受的最大應(yīng)力逐漸降低，且拉伸力逐漸降低，強度也表現(xiàn)出逐漸減弱的趨勢，表明表面溫度越高，異型坯的高溫強度越差。當(dāng)應(yīng)力超過異型坯屈服強度時，試樣開始發(fā)生塑性變形行為，隨應(yīng)變增加應(yīng)力達(dá)到最大值；此后隨變形量的遞增應(yīng)力呈遞減趨勢，試樣開始發(fā)生非均勻塑性變形并伴隨有頸縮行為，最終導(dǎo)致試樣產(chǎn)生裂紋并擴展，當(dāng)超過異型坯的抗拉強度時，試樣被瞬間拉斷。在750～850 ℃范圍內(nèi)，隨著應(yīng)變的增加應(yīng)力增長變緩，在此溫度區(qū)間，位錯有回復(fù)的能力，可降低位錯在晶界處的畸變能，致使應(yīng)力增長變緩；當(dāng)應(yīng)力達(dá)到峰值后，隨應(yīng)變的增加應(yīng)力依然快速下降，說明裂紋仍迅速擴展，鋼的塑性較差。
2.2.2 斷面收縮率
斷面收縮率ψ是表征高溫異型坯塑性變形能力的重要指標(biāo)，釩微合金化異型坯S355ML 異型坯的斷面收縮率與溫度的關(guān)系如圖5。由圖5 可知：在650～1 250 ℃的降溫過程中，異型坯斷面收縮率呈先增加后降低再增加的趨勢，在1 100 ℃左右達(dá)最大(ψ=87.9%)；低于950 ℃下，ψ 基本呈下降趨勢，在850 ℃達(dá)最小，溫度再下降，ψ又有所恢復(fù)。文獻(xiàn)[11]中以ψ=60%作為臨界點判斷鋼的高溫塑性，當(dāng)ψ＜60%時材料塑性較差，裂紋敏感性強，易產(chǎn)生裂紋。根據(jù)圖5可知：釩微合金化異型坯S355ML存在3個脆性區(qū)：第Ⅰ脆性區(qū)為固相線～1 250 ℃區(qū)間，斷面收縮率小于60%；第Ⅱ脆性區(qū)存在于1 200～950 ℃區(qū)間，斷面收縮率遠(yuǎn)高于60%，在1 100 ℃時塑性最佳；第三脆性區(qū)處于900～700 ℃區(qū)間，異型坯在變形過程中易產(chǎn)生微裂紋缺陷。
圖5 斷面收縮率隨溫度的變化Fig.5 Variation of section reduction with temperature
2.3 斷口形貌
2.3.1 第Ⅰ脆性區(qū)斷口形貌
圖6為第一脆性區(qū)間內(nèi)拉伸試樣在1 250 ℃時的斷口形貌。
圖6 拉伸試樣在1 250 ℃時的斷口形貌Fig.6 Fracture morphology of tensile specimen at 1 250 ℃
由圖6可看出：拉伸試樣斷口處存在大量液膜，為典型的沿晶脆性斷裂；斷口較平滑，呈液相凝固自由收縮、沿晶界液膜破壞的形貌；斷口區(qū)域保留完整的樹枝晶，在樹枝晶之間存在偏析、顯微疏松，可引起應(yīng)力集中形成裂紋源，裂紋長大、聚合并擴展；斷口截面處的球形物質(zhì)周邊存在凹坑，此物質(zhì)在高溫時以液滴狀態(tài)存在，凹坑是液滴凝固收縮的結(jié)果。
2.3.2 第Ⅱ脆性區(qū)斷口形貌
拉伸試樣在1 000 ℃時的斷口形貌如圖7。由圖7可看出：斷口處存在明顯的宏觀頸縮現(xiàn)象；斷口表面較平整，存在大量大而深的纖維狀韌窩及不均勻空洞，且在基體韌窩周邊產(chǎn)生塑性變形現(xiàn)象，斷口形貌特征為穿晶斷裂模式，斷口處發(fā)生塑性變形行為。由此可看出，試樣邊緣與拉伸應(yīng)力軸向成45°的剪切斷裂，斷口呈微孔聚集型的杯錐狀。再次結(jié)合釩微合金化異型坯S355ML的斷面收縮率可知，在950～1 200 ℃區(qū)間橫向試樣的塑性較好。
圖7 拉伸試樣在1 000 ℃時的斷口形貌Fig.7 Fracture morphology of tensile specimen at 1 000 ℃
2.3.3 第Ⅲ脆性區(qū)斷口形貌
拉伸試樣在850 ℃時的斷口形貌如圖8。由圖8可看出，斷口表現(xiàn)為明顯的脆性斷裂。區(qū)間700～900 ℃的斷口形貌呈冰糖狀，斷口處未發(fā)現(xiàn)塑性變形區(qū)域，此斷裂方式為沿晶斷裂模式。根據(jù)相變凝固理論，在700～900 ℃區(qū)間，先共析鐵素體會在奧氏體晶界上結(jié)晶析出，異型坯凝固過程中處于應(yīng)力作用下，其變形首先發(fā)生在先共析鐵素體上，當(dāng)應(yīng)力超過晶界鐵素體的強度極限時，就會在晶界處產(chǎn)生空洞，進(jìn)而擴展/萌生形成裂紋。如果晶界處存在偏析元素(P，S)或夾雜物時，同樣會削弱晶界間的結(jié)合力，導(dǎo)致異型坯發(fā)生沿晶脆性斷裂，同時在凝固過程中沿晶界析出的第二相V(C，N)也會降低異型坯的塑性。
圖8 拉伸試樣在850 ℃時的斷口形貌Fig.8 Fracture morphology of tensile specimen at 850 ℃
根據(jù)釩微合金化異型坯S355ML在不同拉伸溫度、不同放大倍數(shù)的斷口形貌分析，結(jié)合釩微合金化異型坯S355ML的斷面收縮率，可知第Ⅱ脆性區(qū)的斷口形貌存在明顯的宏觀頸縮現(xiàn)象以及大量大而深的纖維狀韌窩和不均勻空洞，因此異型坯連鑄的最佳矯直溫度區(qū)間為900～1 200 ℃。
2.4 斷口附近組織形貌
圖9為第三脆性溫度區(qū)間內(nèi)試樣斷口附近的組織。根據(jù)圖9并結(jié)合釩微合金化異型坯S355ML第Ⅲ脆性區(qū)的斷面收縮率可知，釩微合金化異型坯S355ML的高溫塑性與組織有密切關(guān)系。
圖10為試樣斷面收縮率與斷口組織中鐵素體含量之間的關(guān)系。由圖10可知：隨γ晶界處α鐵素體析出量的增加，試樣塑性呈先減小后增大的趨勢，當(dāng)拉伸溫度為850 ℃時，斷口處α鐵素體體積分?jǐn)?shù)為1.97%，ψ為24.66%；拉伸溫度低于850 ℃時，斷面收縮率ψ隨α鐵素體析出量的增加而增大；拉伸溫度700 ℃時，斷口處α鐵素體體積分?jǐn)?shù)為64.51%，ψ遞增至59.42%。
圖9 拉伸試樣斷口附近組織形貌Fig.9 Microstructures of the tensile specimen near fracture
釩微合金化異型坯S355ML在700～900 ℃范圍內(nèi)塑性較差的原因是基體在此溫度區(qū)間發(fā)生相變反應(yīng)，隨著拉伸溫度的降低，基體由γ單相區(qū)進(jìn)入γ+α兩相區(qū)。α鐵素體相強度僅相當(dāng)于γ奧氏體相強度的1/4左右，相變初期α鐵素體在γ奧氏體晶界處析出量較少，且應(yīng)變迅速匯聚到α鐵素體上，導(dǎo)致在α鐵素體和γ奧氏體處產(chǎn)生不協(xié)調(diào)的變形，α鐵素體產(chǎn)生較大的變形，而奧氏體變形量較小，α鐵素體相先達(dá)到強度極限，并在兩相交界處形成空洞。隨著拉伸進(jìn)行，空洞擴張形成宏觀裂紋，最終導(dǎo)致試樣被拉斷，且在脆性溫度700～900 ℃內(nèi)α 鐵素體析出體積分?jǐn)?shù)在15%以下。故在異型坯矯直過程中應(yīng)使釩微合金化異型坯S355ML 表面溫度避開700～900 ℃區(qū)間，減小異型坯翼緣裂紋產(chǎn)生的可能性。
圖10 試樣斷面收縮率與斷口附近鐵素體體積分?jǐn)?shù)之間的關(guān)系Fig. 10 Relationship between section reduction and volume fraction of α-ferrite near fracture
3 結(jié) 論
1)釩微合金化異型坯S355ML翼緣處裂紋呈V形且向鋼基體延伸，異型坯表面組織以鐵素體、珠光體為主，裂紋周邊未發(fā)現(xiàn)脫碳層，裂紋產(chǎn)生于異型坯二冷段。
2)在750～850 ℃區(qū)間內(nèi)，當(dāng)應(yīng)變范圍＜0.05%，應(yīng)力瞬間達(dá)到最大，隨著應(yīng)變的進(jìn)行，應(yīng)力又瞬時降低，說明異型坯的塑性變形能力在750～850 ℃的范圍內(nèi)不佳。
3)在1×10s的應(yīng)變速率下，釩微合金化異型坯S355ML的第Ⅰ脆性區(qū)在固相線～1 250 ℃溫度區(qū)間，第Ⅱ高塑性區(qū)在950～1 200 ℃區(qū)間，第三脆性區(qū)在700～900 ℃區(qū)間。
4)在第三脆性區(qū)，鋼的塑性隨著α鐵素體析出量的增加先減小后增大，當(dāng)拉伸溫度為850 ℃時其斷口處α鐵素體體積分?jǐn)?shù)為1.97%，延伸率ψ最小，為24.66%；拉伸溫度小于850 ℃時，ψ隨α鐵素體析出量的增加而提高；拉伸溫度700 ℃時，斷口處α鐵素體體積分?jǐn)?shù)為64.51%，ψ遞增至59.42%。
