銅砷共存時(shí)砷含量對(duì)C-Mn鋼高溫?zé)崴苄缘挠绊?/h1>
2021-10-18 02:34:18孟慶陽辛文彬梁雨雨姜銀舉鄧永春
礦冶 2021年5期
孟慶陽 辛文彬 張 婧 梁雨雨 姜銀舉 鄧永春
(內(nèi)蒙古科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，內(nèi)蒙古 包頭 014010)
隨著前期工業(yè)化進(jìn)程中大量積蓄的鋼鐵材料使用年限的到來，我國廢鋼量會(huì)迅速增加，從資源回收、節(jié)能減排等多方面考慮，必須充分利用這些廢鋼資源，而在廢鋼資源的高效利用過程中必將面臨由鋼中殘余元素產(chǎn)生的不利影響的難題。鋼中殘余元素主要指銅、砷、錫和銻等，它們的氧勢比鐵的低，一旦這些殘余元素通過廢鋼進(jìn)入到鋼水，現(xiàn)階段的煉鋼工藝條件下很難經(jīng)濟(jì)有效地去除，常常大部分或全部殘存于鋼中，大多被認(rèn)為是鋼中的有害元素。殘余元素既有因凝固偏析因數(shù)偏高而發(fā)生的偏析，也有因晶格畸變造成的晶界偏聚，因此會(huì)惡化鋼的熱塑性[1]，誘發(fā)鋼表面熱裂[2]，惡化機(jī)械性能[3，4]，嚴(yán)重影響鋼材鑄造和軋制生產(chǎn)過程的順行及終鋼產(chǎn)品質(zhì)量。
目前殘余元素對(duì)普碳鋼及低合金鋼的熱塑性影響大多是針對(duì)Cu、As、Sn、Sb等至少兩種殘余元素共存下的研究，如Sn-Sb[5]、Cu-Sn[6]、As-Sn[7]、Cu-As-Sn[8]、Sn-Pb[9]、Cu-Sb[10]、Cu-As-Sn-P[11]、As-Sn-Sb[12]。此外，也有單獨(dú)的Sn[13]、單獨(dú)的Sb[14]對(duì)鋼熱塑性的影響，而針對(duì)Cu、As共存時(shí)，As含量對(duì)鋼熱塑性影響的研究較少。鋼中As含量過高會(huì)引起鋼材熱加工表面龜裂、脆性加劇、沖擊值和塑性降低等一系列缺陷，從而使鋼的性能受到影響，導(dǎo)致鋼產(chǎn)品質(zhì)量下降。把握殘余元素As在含銅情況下對(duì)鋼熱塑性行為的影響，便于拉伸矯直過程，避開鋼的熱塑性脆性區(qū)間，對(duì)削減內(nèi)部缺陷與優(yōu)化鋼坯表面質(zhì)量很有必要?；诖?，本文利用Gleeble-3800熱/力模擬機(jī)、金相顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)研究Cu、As共存時(shí)，同等銅含量下，不同As含量對(duì)鋼熱塑性的影響。
1 試驗(yàn)材料與方法
1.1 試驗(yàn)材料
考慮實(shí)際生產(chǎn)過程，鋼中銅的含量，設(shè)計(jì)不同As含量水平。以C-Mn鋼為研究對(duì)象，試驗(yàn)鋼冶煉過程為：將工業(yè)純鐵、各種合金、純砷依次加入感應(yīng)爐冶煉，然后將鋼液適溫澆鑄為6.50 kg的鑄錠，最后將鑄錠熱鍛成Φ15 mm的圓棒。試驗(yàn)鋼化學(xué)成分見表1。鋼中C、S及全氧(T.O)含量采用紅外吸收法測定；N、Si、Mn、P、全鋁、Cu、As含量采用ICP-AES法測定。
1)重量百分比
1.2 試驗(yàn)方法
利用Gleeble-3800熱/力模擬機(jī)(美國紐約DSI公司)進(jìn)行高溫?zé)崂煸囼?yàn)，測定熱塑性。熱拉伸試樣尺寸為Φ10 mm×120 mm，以10 ℃/s加熱至1 330 ℃，保溫300 s后，以3 ℃/s降溫至1 100～700 ℃(50 ℃為一個(gè)間隔)的某一溫度后以應(yīng)變速率10-3s-1進(jìn)行熱拉伸。熱拉伸過程通入高純氬氣防止試樣氧化。為保留斷口原始形貌，拉斷后的斷口立即淬火。熱拉伸試樣的熱履歷示意圖如圖1所示。通過測量不同As含量水平下含銅鋼的斷面收縮率，作出斷面收縮率—溫度關(guān)系曲線。利用JSM-6510掃描電子顯微鏡(SEM，日本電子株式會(huì)社)觀察熱拉伸斷口形貌。斷口經(jīng)熱鑲、打磨、拋光、4%(體積百分比濃度)硝酸酒精溶液侵蝕后，利用MDS400金相數(shù)碼液晶顯微鏡(OM，重慶奧特光學(xué)儀器有限公司)觀察斷口顯微組織。
2 結(jié)果與討論
2.1 斷面收縮率的變化
圖2為C-Mn鋼熱拉伸試樣的斷面收縮率與熱拉伸溫度的關(guān)系曲線。由圖2可知，700～1 100 ℃內(nèi)，隨熱拉伸溫度的升高，3種試驗(yàn)鋼的斷面收縮率值先降低后升高，但是添加As元素的2#鋼、3#鋼斷面收縮率值均低于不含As的1#鋼；而且同一溫度下，隨著As含量的增加，斷面收縮率值降低。當(dāng)熱拉伸溫度達(dá)1 100 ℃時(shí)，3種試驗(yàn)鋼的斷面收縮率值相差較小。若以40%的斷面收縮率值作為連鑄矯直過程中熱裂紋敏感區(qū)的臨界閥值[15]?？梢钥闯?，隨著As含量由0增加為0.09%，脆性區(qū)間的寬度、深度顯著增加并向高溫方向趨進(jìn)。脆性區(qū)間的溫度上限隨As含量的增加由1#鋼的888 ℃增加到2#鋼的967 ℃、3#鋼的990 ℃，漲幅分別為79 ℃、102 ℃。這一現(xiàn)象表明，在變形過程中不同溫度段的微觀組織結(jié)構(gòu)發(fā)生了變化[16]，因此，需對(duì)其斷口形貌和微觀顯微組織進(jìn)行分析。
2.2 熱拉伸斷口形貌分析
圖3、圖4為700～1 000 ℃內(nèi)不同砷含量水平含銅鋼熱拉伸斷口的SEM形貌。從圖3可以看出，1#鋼斷口在700 ℃時(shí)以韌窩為主，在750 ℃時(shí)以沿晶斷裂為主，且韌窩數(shù)量減少，而且，在這兩個(gè)溫度下，隨As含量由0增加為0.09%，斷口向沿晶脆性斷裂轉(zhuǎn)變，拉伸溫度從700 ℃增加到850 ℃，斷口逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橥耆鼐Т嘈詳嗔选?/p>
與圖3相比，圖4的斷裂方式發(fā)生明顯改變：3種試驗(yàn)鋼大多為韌窩狀斷裂，熱塑性有所提高。相同拉伸溫度條件下，隨As含量增加，斷口形貌由韌窩狀斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐Т嘈詳嗫?。結(jié)合圖3、圖4可知，700～950 ℃內(nèi)，隨As含量的增加，試驗(yàn)鋼的斷口向沿晶脆性斷裂轉(zhuǎn)變；1 000 ℃時(shí)，斷口形貌并未隨As含量的增加而發(fā)生明顯改變，3種試驗(yàn)鋼的斷口為韌窩狀斷裂形貌。
圖3 700～850 ℃下不同砷含量水平時(shí)含銅鋼熱拉伸斷口的SEM形貌Fig.3 SEM images of hot tensile fracture of copper bearing steel with different arsenic content levels at 700-850 ℃
圖4 900～1 000 ℃下不同砷含量水平含銅鋼熱拉伸斷口的SEM形貌Fig.4 SEM images of hot tensile fracture of copper bearing steel with different arsenic content levels at 900-1 000 ℃
2.3 熱拉伸斷口縱截面金相組織
沿晶界析出的先共析鐵素體造成大部分C-Mn鋼脆性斷裂及熱塑性的惡化。圖5所示為700～900 ℃內(nèi)，不同砷含量水平含銅鋼的熱拉伸斷口附近縱截面金相組織。由圖5可看出，700～800 ℃內(nèi)，組織析出鐵素體，試驗(yàn)鋼處于α+γ兩相區(qū)。700 ℃，3種試驗(yàn)鋼的組織中存在大量的條狀鐵素體或較厚的沿晶鐵素體，此時(shí)塑性較好，但其含量與厚度伴隨As含量的增加而逐漸減少，如圖5a至圖5c；750 ℃，組織出現(xiàn)薄膜狀的先共析沿晶鐵素體，塑性降低，并且沿晶鐵素體隨著As含量的增加而變薄，如圖5d至圖5f；800 ℃，1#鋼組織存在薄膜狀的沿晶鐵素體，此時(shí)1#鋼斷面收縮率值最低，塑性最差；2#鋼、3#鋼組織中沿晶鐵素體含量很少，如圖5g至圖5i。結(jié)果表明，相同溫度下，鐵素體含量與厚度隨As含量的增加而降低。
700～850 ℃時(shí)，3種試驗(yàn)鋼不但有鐵素鐵，還有沿先共析鐵素體或沿先共析鐵素體與奧氏體相界面生成的裂紋。而α+γ兩相區(qū)裂紋主要由沿晶界析出的鐵素體引起，當(dāng)應(yīng)變速率在10-2～10-4s-1時(shí)，由于鐵素體強(qiáng)度約為奧氏體強(qiáng)度的1/4[17]，因此應(yīng)力集中于晶界處強(qiáng)度較低的鐵素體薄膜，當(dāng)應(yīng)力超過晶界α相所能承受的強(qiáng)度時(shí)，在α相中便會(huì)生成微孔，微孔聚合、長大，最后擴(kuò)展成裂紋[18]。
結(jié)合熱塑性曲線可知，在700～850 ℃內(nèi)，鋼的斷面收縮率降低是由As含量的增加引起的。As含量增加抑制了沿晶鐵素體的生成，造成薄膜狀鐵素體越薄，從而促使裂紋形成與擴(kuò)展，降低鋼的熱塑性。
鋼的熱塑性與組織結(jié)構(gòu)密切關(guān)聯(lián)，而組織結(jié)構(gòu)與鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度緊密相關(guān)。采取Andrew公式[19]及表1化學(xué)成分計(jì)算出1#鋼、2#鋼、3#鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度(Ae3)，計(jì)算公式見式1。計(jì)算得1#鋼、2#鋼、3#鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度Ae3分別是806.30、809.10、817.70 ℃。由圖5的顯微組織觀察可知，800 ℃時(shí)，顯微組織中存在沿晶鐵素體，850 ℃時(shí)，未出現(xiàn)沿晶鐵素體，結(jié)合計(jì)算的Ae3溫度可知，在本實(shí)驗(yàn)的應(yīng)力條件(10-3s-1)下，Ae3應(yīng)該為鐵素體生成的上限溫度。850 ℃及以上溫度處于奧氏體單相區(qū)的顯微組織也證實(shí)這一點(diǎn)。
圖5 700～900 ℃下不同砷含量水平含銅鋼的熱拉伸斷口附近縱截面金相組織Fig.5 Microstructure of longitudinal section near hot tensile fracture of copper bearing steel with different arsenic content at 700-900 ℃
Ae3=910-203[wt%C]1/2-15.2[wt%Ni]+
44.7[wt%Si]+104[wt%V]+31.5[wt%Mo]+
13.1[wt%W]-30[wt%Mn]-11[wt%Cr]-
20[wt%Cu]+700[wt%P]+400[wt%Al]+
120[wt%As]+400[wt%Ti]
(1)
850～900 ℃內(nèi)，3種試驗(yàn)鋼的顯微組織中不存在先共析鐵素體，如圖5j至圖5o。而由圖2斷面收縮率來看，850～1 100 ℃內(nèi)，斷面收縮率值在奧氏體單相區(qū)內(nèi)，隨著As含量增加降低，那么必定有其它的脆化機(jī)制惡化奧氏體單相區(qū)的熱塑性。
研究表明，600～1 200 ℃通常是普碳鋼和低合金鋼塑性脆化的高危區(qū)域，脆化機(jī)制大致可概括為：1)α+γ兩相區(qū)中沿晶先共析鐵素體處的應(yīng)力聚集[20]；2)鐵素體/奧氏體相界面或原奧氏體晶界的元素偏聚[21，22]；3)鐵素體/奧氏體相界面或者原奧氏體晶界Nb(C，N)、V(C，N)、M23C6的析出[23，24]；4)鐵素體和Nb(C，N)的共同作用[25]。850 ℃與900 ℃的斷口組織無沿晶鐵素體，表明奧氏體單相區(qū)熱塑性惡化非沿晶先共析鐵素體引起的。本實(shí)驗(yàn)鋼并未添加Nb、V和Ti等元素，因此晶界析出碳氮化物削弱晶界結(jié)合力也不是造成實(shí)驗(yàn)鋼奧氏體單相區(qū)高溫塑性惡化的原因。本實(shí)驗(yàn)鋼化學(xué)成分接近，不存在CuS、(Fe，Mn)S、AlN的影響。另外，黃傳根等[7]認(rèn)為殘余元素Sn、As在晶界的偏聚弱化了晶界，降低了晶界的結(jié)合力，對(duì)鋼的熱塑性不利。耿明山等[8]研究表明，Cu、As和Sn等殘余元素在奧氏體晶界的偏聚降低了晶界結(jié)合能，造成沿晶脆性斷裂。結(jié)合Sn的影響結(jié)果[26，27]，并考慮Sn和As同為殘余元素的特性，應(yīng)該是砷的晶界偏聚削弱了晶界的結(jié)合力，致使奧氏體單相區(qū)的熱塑性惡化。
3 結(jié)論
1)銅、砷共同存在時(shí)，隨著As含量由0增加到0.09%，C-Mn鋼的熱塑性惡化程度加劇，使得鋼的脆性區(qū)間的深度與寬度增加，且脆性區(qū)間向高溫區(qū)移動(dòng)。當(dāng)砷含量由0分別增加到0.04%和0.09%時(shí)，C-Mn鋼的塑性低谷溫度由800 ℃變?yōu)?50 ℃，脆性區(qū)間的溫度上限提高，由888 ℃分別漲至967、990 ℃。
2)斷口形貌分析發(fā)現(xiàn)，700～850 ℃內(nèi)，隨As含量的增加，試驗(yàn)鋼的斷口由沿晶韌性斷裂向沿晶脆性斷裂轉(zhuǎn)變；900～950 ℃內(nèi)，隨As含量的增加，試驗(yàn)鋼的斷口由韌窩狀斷裂向沿晶脆性斷裂轉(zhuǎn)變。
3)700～800 ℃內(nèi)，熱塑性曲線、斷口形貌和顯微組織分析表明：試驗(yàn)鋼在α+γ兩相區(qū)低溫塑性脆化機(jī)理是砷元素抑制沿晶鐵素體的生成，使得沿晶鐵素體薄膜厚度變薄，加大沿晶鐵素體的應(yīng)力集中，增加熱裂紋敏感性，導(dǎo)致試驗(yàn)鋼熱塑性惡化。
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隨著前期工業(yè)化進(jìn)程中大量積蓄的鋼鐵材料使用年限的到來，我國廢鋼量會(huì)迅速增加，從資源回收、節(jié)能減排等多方面考慮，必須充分利用這些廢鋼資源，而在廢鋼資源的高效利用過程中必將面臨由鋼中殘余元素產(chǎn)生的不利影響的難題。鋼中殘余元素主要指銅、砷、錫和銻等，它們的氧勢比鐵的低，一旦這些殘余元素通過廢鋼進(jìn)入到鋼水，現(xiàn)階段的煉鋼工藝條件下很難經(jīng)濟(jì)有效地去除，常常大部分或全部殘存于鋼中，大多被認(rèn)為是鋼中的有害元素。殘余元素既有因凝固偏析因數(shù)偏高而發(fā)生的偏析，也有因晶格畸變造成的晶界偏聚，因此會(huì)惡化鋼的熱塑性[1]，誘發(fā)鋼表面熱裂[2]，惡化機(jī)械性能[3，4]，嚴(yán)重影響鋼材鑄造和軋制生產(chǎn)過程的順行及終鋼產(chǎn)品質(zhì)量。
目前殘余元素對(duì)普碳鋼及低合金鋼的熱塑性影響大多是針對(duì)Cu、As、Sn、Sb等至少兩種殘余元素共存下的研究，如Sn-Sb[5]、Cu-Sn[6]、As-Sn[7]、Cu-As-Sn[8]、Sn-Pb[9]、Cu-Sb[10]、Cu-As-Sn-P[11]、As-Sn-Sb[12]。此外，也有單獨(dú)的Sn[13]、單獨(dú)的Sb[14]對(duì)鋼熱塑性的影響，而針對(duì)Cu、As共存時(shí)，As含量對(duì)鋼熱塑性影響的研究較少。鋼中As含量過高會(huì)引起鋼材熱加工表面龜裂、脆性加劇、沖擊值和塑性降低等一系列缺陷，從而使鋼的性能受到影響，導(dǎo)致鋼產(chǎn)品質(zhì)量下降。把握殘余元素As在含銅情況下對(duì)鋼熱塑性行為的影響，便于拉伸矯直過程，避開鋼的熱塑性脆性區(qū)間，對(duì)削減內(nèi)部缺陷與優(yōu)化鋼坯表面質(zhì)量很有必要?；诖?，本文利用Gleeble-3800熱/力模擬機(jī)、金相顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)研究Cu、As共存時(shí)，同等銅含量下，不同As含量對(duì)鋼熱塑性的影響。
1 試驗(yàn)材料與方法
1.1 試驗(yàn)材料
考慮實(shí)際生產(chǎn)過程，鋼中銅的含量，設(shè)計(jì)不同As含量水平。以C-Mn鋼為研究對(duì)象，試驗(yàn)鋼冶煉過程為：將工業(yè)純鐵、各種合金、純砷依次加入感應(yīng)爐冶煉，然后將鋼液適溫澆鑄為6.50 kg的鑄錠，最后將鑄錠熱鍛成Φ15 mm的圓棒。試驗(yàn)鋼化學(xué)成分見表1。鋼中C、S及全氧(T.O)含量采用紅外吸收法測定；N、Si、Mn、P、全鋁、Cu、As含量采用ICP-AES法測定。
1)重量百分比
1.2 試驗(yàn)方法
利用Gleeble-3800熱/力模擬機(jī)(美國紐約DSI公司)進(jìn)行高溫?zé)崂煸囼?yàn)，測定熱塑性。熱拉伸試樣尺寸為Φ10 mm×120 mm，以10 ℃/s加熱至1 330 ℃，保溫300 s后，以3 ℃/s降溫至1 100～700 ℃(50 ℃為一個(gè)間隔)的某一溫度后以應(yīng)變速率10-3s-1進(jìn)行熱拉伸。熱拉伸過程通入高純氬氣防止試樣氧化。為保留斷口原始形貌，拉斷后的斷口立即淬火。熱拉伸試樣的熱履歷示意圖如圖1所示。通過測量不同As含量水平下含銅鋼的斷面收縮率，作出斷面收縮率—溫度關(guān)系曲線。利用JSM-6510掃描電子顯微鏡(SEM，日本電子株式會(huì)社)觀察熱拉伸斷口形貌。斷口經(jīng)熱鑲、打磨、拋光、4%(體積百分比濃度)硝酸酒精溶液侵蝕后，利用MDS400金相數(shù)碼液晶顯微鏡(OM，重慶奧特光學(xué)儀器有限公司)觀察斷口顯微組織。
2 結(jié)果與討論
2.1 斷面收縮率的變化
圖2為C-Mn鋼熱拉伸試樣的斷面收縮率與熱拉伸溫度的關(guān)系曲線。由圖2可知，700～1 100 ℃內(nèi)，隨熱拉伸溫度的升高，3種試驗(yàn)鋼的斷面收縮率值先降低后升高，但是添加As元素的2#鋼、3#鋼斷面收縮率值均低于不含As的1#鋼；而且同一溫度下，隨著As含量的增加，斷面收縮率值降低。當(dāng)熱拉伸溫度達(dá)1 100 ℃時(shí)，3種試驗(yàn)鋼的斷面收縮率值相差較小。若以40%的斷面收縮率值作為連鑄矯直過程中熱裂紋敏感區(qū)的臨界閥值[15]?？梢钥闯?，隨著As含量由0增加為0.09%，脆性區(qū)間的寬度、深度顯著增加并向高溫方向趨進(jìn)。脆性區(qū)間的溫度上限隨As含量的增加由1#鋼的888 ℃增加到2#鋼的967 ℃、3#鋼的990 ℃，漲幅分別為79 ℃、102 ℃。這一現(xiàn)象表明，在變形過程中不同溫度段的微觀組織結(jié)構(gòu)發(fā)生了變化[16]，因此，需對(duì)其斷口形貌和微觀顯微組織進(jìn)行分析。
2.2 熱拉伸斷口形貌分析
圖3、圖4為700～1 000 ℃內(nèi)不同砷含量水平含銅鋼熱拉伸斷口的SEM形貌。從圖3可以看出，1#鋼斷口在700 ℃時(shí)以韌窩為主，在750 ℃時(shí)以沿晶斷裂為主，且韌窩數(shù)量減少，而且，在這兩個(gè)溫度下，隨As含量由0增加為0.09%，斷口向沿晶脆性斷裂轉(zhuǎn)變，拉伸溫度從700 ℃增加到850 ℃，斷口逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橥耆鼐Т嘈詳嗔选?/p>
與圖3相比，圖4的斷裂方式發(fā)生明顯改變：3種試驗(yàn)鋼大多為韌窩狀斷裂，熱塑性有所提高。相同拉伸溫度條件下，隨As含量增加，斷口形貌由韌窩狀斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐Т嘈詳嗫?。結(jié)合圖3、圖4可知，700～950 ℃內(nèi)，隨As含量的增加，試驗(yàn)鋼的斷口向沿晶脆性斷裂轉(zhuǎn)變；1 000 ℃時(shí)，斷口形貌并未隨As含量的增加而發(fā)生明顯改變，3種試驗(yàn)鋼的斷口為韌窩狀斷裂形貌。
圖3 700～850 ℃下不同砷含量水平時(shí)含銅鋼熱拉伸斷口的SEM形貌Fig.3 SEM images of hot tensile fracture of copper bearing steel with different arsenic content levels at 700-850 ℃
圖4 900～1 000 ℃下不同砷含量水平含銅鋼熱拉伸斷口的SEM形貌Fig.4 SEM images of hot tensile fracture of copper bearing steel with different arsenic content levels at 900-1 000 ℃
2.3 熱拉伸斷口縱截面金相組織
沿晶界析出的先共析鐵素體造成大部分C-Mn鋼脆性斷裂及熱塑性的惡化。圖5所示為700～900 ℃內(nèi)，不同砷含量水平含銅鋼的熱拉伸斷口附近縱截面金相組織。由圖5可看出，700～800 ℃內(nèi)，組織析出鐵素體，試驗(yàn)鋼處于α+γ兩相區(qū)。700 ℃，3種試驗(yàn)鋼的組織中存在大量的條狀鐵素體或較厚的沿晶鐵素體，此時(shí)塑性較好，但其含量與厚度伴隨As含量的增加而逐漸減少，如圖5a至圖5c；750 ℃，組織出現(xiàn)薄膜狀的先共析沿晶鐵素體，塑性降低，并且沿晶鐵素體隨著As含量的增加而變薄，如圖5d至圖5f；800 ℃，1#鋼組織存在薄膜狀的沿晶鐵素體，此時(shí)1#鋼斷面收縮率值最低，塑性最差；2#鋼、3#鋼組織中沿晶鐵素體含量很少，如圖5g至圖5i。結(jié)果表明，相同溫度下，鐵素體含量與厚度隨As含量的增加而降低。
700～850 ℃時(shí)，3種試驗(yàn)鋼不但有鐵素鐵，還有沿先共析鐵素體或沿先共析鐵素體與奧氏體相界面生成的裂紋。而α+γ兩相區(qū)裂紋主要由沿晶界析出的鐵素體引起，當(dāng)應(yīng)變速率在10-2～10-4s-1時(shí)，由于鐵素體強(qiáng)度約為奧氏體強(qiáng)度的1/4[17]，因此應(yīng)力集中于晶界處強(qiáng)度較低的鐵素體薄膜，當(dāng)應(yīng)力超過晶界α相所能承受的強(qiáng)度時(shí)，在α相中便會(huì)生成微孔，微孔聚合、長大，最后擴(kuò)展成裂紋[18]。
結(jié)合熱塑性曲線可知，在700～850 ℃內(nèi)，鋼的斷面收縮率降低是由As含量的增加引起的。As含量增加抑制了沿晶鐵素體的生成，造成薄膜狀鐵素體越薄，從而促使裂紋形成與擴(kuò)展，降低鋼的熱塑性。
鋼的熱塑性與組織結(jié)構(gòu)密切關(guān)聯(lián)，而組織結(jié)構(gòu)與鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度緊密相關(guān)。采取Andrew公式[19]及表1化學(xué)成分計(jì)算出1#鋼、2#鋼、3#鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度(Ae3)，計(jì)算公式見式1。計(jì)算得1#鋼、2#鋼、3#鋼的臨界轉(zhuǎn)變溫度Ae3分別是806.30、809.10、817.70 ℃。由圖5的顯微組織觀察可知，800 ℃時(shí)，顯微組織中存在沿晶鐵素體，850 ℃時(shí)，未出現(xiàn)沿晶鐵素體，結(jié)合計(jì)算的Ae3溫度可知，在本實(shí)驗(yàn)的應(yīng)力條件(10-3s-1)下，Ae3應(yīng)該為鐵素體生成的上限溫度。850 ℃及以上溫度處于奧氏體單相區(qū)的顯微組織也證實(shí)這一點(diǎn)。
圖5 700～900 ℃下不同砷含量水平含銅鋼的熱拉伸斷口附近縱截面金相組織Fig.5 Microstructure of longitudinal section near hot tensile fracture of copper bearing steel with different arsenic content at 700-900 ℃
Ae3=910-203[wt%C]1/2-15.2[wt%Ni]+
44.7[wt%Si]+104[wt%V]+31.5[wt%Mo]+
13.1[wt%W]-30[wt%Mn]-11[wt%Cr]-
20[wt%Cu]+700[wt%P]+400[wt%Al]+
120[wt%As]+400[wt%Ti]
(1)
850～900 ℃內(nèi)，3種試驗(yàn)鋼的顯微組織中不存在先共析鐵素體，如圖5j至圖5o。而由圖2斷面收縮率來看，850～1 100 ℃內(nèi)，斷面收縮率值在奧氏體單相區(qū)內(nèi)，隨著As含量增加降低，那么必定有其它的脆化機(jī)制惡化奧氏體單相區(qū)的熱塑性。
研究表明，600～1 200 ℃通常是普碳鋼和低合金鋼塑性脆化的高危區(qū)域，脆化機(jī)制大致可概括為：1)α+γ兩相區(qū)中沿晶先共析鐵素體處的應(yīng)力聚集[20]；2)鐵素體/奧氏體相界面或原奧氏體晶界的元素偏聚[21，22]；3)鐵素體/奧氏體相界面或者原奧氏體晶界Nb(C，N)、V(C，N)、M23C6的析出[23，24]；4)鐵素體和Nb(C，N)的共同作用[25]。850 ℃與900 ℃的斷口組織無沿晶鐵素體，表明奧氏體單相區(qū)熱塑性惡化非沿晶先共析鐵素體引起的。本實(shí)驗(yàn)鋼并未添加Nb、V和Ti等元素，因此晶界析出碳氮化物削弱晶界結(jié)合力也不是造成實(shí)驗(yàn)鋼奧氏體單相區(qū)高溫塑性惡化的原因。本實(shí)驗(yàn)鋼化學(xué)成分接近，不存在CuS、(Fe，Mn)S、AlN的影響。另外，黃傳根等[7]認(rèn)為殘余元素Sn、As在晶界的偏聚弱化了晶界，降低了晶界的結(jié)合力，對(duì)鋼的熱塑性不利。耿明山等[8]研究表明，Cu、As和Sn等殘余元素在奧氏體晶界的偏聚降低了晶界結(jié)合能，造成沿晶脆性斷裂。結(jié)合Sn的影響結(jié)果[26，27]，并考慮Sn和As同為殘余元素的特性，應(yīng)該是砷的晶界偏聚削弱了晶界的結(jié)合力，致使奧氏體單相區(qū)的熱塑性惡化。
3 結(jié)論
1)銅、砷共同存在時(shí)，隨著As含量由0增加到0.09%，C-Mn鋼的熱塑性惡化程度加劇，使得鋼的脆性區(qū)間的深度與寬度增加，且脆性區(qū)間向高溫區(qū)移動(dòng)。當(dāng)砷含量由0分別增加到0.04%和0.09%時(shí)，C-Mn鋼的塑性低谷溫度由800 ℃變?yōu)?50 ℃，脆性區(qū)間的溫度上限提高，由888 ℃分別漲至967、990 ℃。
2)斷口形貌分析發(fā)現(xiàn)，700～850 ℃內(nèi)，隨As含量的增加，試驗(yàn)鋼的斷口由沿晶韌性斷裂向沿晶脆性斷裂轉(zhuǎn)變；900～950 ℃內(nèi)，隨As含量的增加，試驗(yàn)鋼的斷口由韌窩狀斷裂向沿晶脆性斷裂轉(zhuǎn)變。
3)700～800 ℃內(nèi)，熱塑性曲線、斷口形貌和顯微組織分析表明：試驗(yàn)鋼在α+γ兩相區(qū)低溫塑性脆化機(jī)理是砷元素抑制沿晶鐵素體的生成，使得沿晶鐵素體薄膜厚度變薄，加大沿晶鐵素體的應(yīng)力集中，增加熱裂紋敏感性，導(dǎo)致試驗(yàn)鋼熱塑性惡化。
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