连铸低碳微合金化钢热塑性的研究.doc

连铸低碳微合金化钢热塑性的研究付俊岩，C.I. Garcia, A.J. DeArdo(美国匹兹堡大学材料科学与工程系基础金属工艺研究所)1987年摘要：本研究的主要目的是研究连铸低碳微合金钢的热塑性行为。本试验用模拟连铸过程的定向凝固法熔炼的钢锭制成带凸缘的试样，采用热压缩试验方法。该研究的目的还在于检验一些因素如奥氏体尺寸与微合金元素析出物在控制含V、Nb和Ti微合金化钢热塑性行为中的重要作用，并阐述连铸坯表面裂纹产生的机理。关键词：微合金化钢，连铸，热塑性，析出物，晶粒细化。引 言众所周知，微合金化钢（MA）的连铸工艺过程是有一定难度的，也就是说，其板坯易于产生裂纹，这些裂纹出现在振痕根部、板坯边缘及其上表面。过去几年来，对低碳低合金钢或微合金化钢在低温奥氏体到奥氏体-铁素体双相区这一温度区间涉及连铸坯的表面裂纹行为的热塑性进行了广泛的研究1-10。研究微合金化钢在上述温度区间的热塑性很重要，因为大部分高强度低合金钢（HSLA）连铸坯是在弧形机上进行连铸的，连铸坯受到弯曲应力和/或矫直应力的作用7。弧形连铸机通常在800-950下进行矫直，在矫直过程中，发生了一系列冶金和机械过程。例如，沿原奥氏体晶界会出现大量析出物。这种析出物，与在矫直过程中产生的机械应力相互耦合，使微合金化钢对表面裂纹非常敏感3，6，11。有许多因素被认为对控制微合金化钢的热塑性行为有重要作用，冶金因素、机械和热应力的复杂交互作用与钢的微观组织状态有关，凝固组织、偏析、晶粒大小以及在凝固与冷却过程中及凝固与冷却后粒子沿晶界的析出行为等。导致热塑性变差的主要控制因素如下：1 奥氏体晶界处变形前以及变形过程中碳化物和/或氮化物以及晶界处夹杂物的析出。这些析出物给变形过程中晶粒间的微孔洞形成提供了有效的核心位置3，8。2 热变形过程中细小碳氮化物的析出抑制奥氏体再结晶，从而增强了沿奥氏体晶界的晶间断裂5，12。尽管目前还没有提出一个确切的机理，但大部分作者认为晶界处的析出是控制热塑性的一个主要参数。3 沿奥氏体晶界存在铁素体片。当材料在奥氏体-铁素体双相区变形时，应变会集中在软的铁素体内，导致晶间析出物之间接触面的相互分离，产生微孔洞3，8，12。4 奥氏体晶粒尺寸。因为表面裂纹的出现大多伴随着奥氏体的晶间断裂13。总之，低应变速率下变形和在高温下形变过程中微观组织的变化的双重作用显然增加了对热裂纹的敏感性，这种热裂纹在连铸坯的表面是经常见到的3，8。本研究的主要目的是研究连铸低碳微合金钢的热塑性行为。该研究的目的还在于检验一些因素如奥氏体尺寸与微合金元素析出物在控制含V、Nb和Ti微合金化钢热塑性行为中的重要作用，并阐述连铸坯表面裂纹产生的机理。实验步骤试验材料：检验用材料的化学成分如表1所示。试验过程：用定向凝固方式进行了连铸凝固的实验室模拟。试验用铸锭是在非真空高频感应加热炉中进行熔炼的，溶液倒入一个30磅专门设计的模具中。用于定向凝固的模具的侧面由隔热材料制成，在底部有一个通水冷却的铜急冷板。每一炉钢液铸成一个板坯形的铸锭（152.5mm177.8mm76.2mm）。将钢液倒入后，加入隔热材料粉末形成保温层。凝固过程结束后，即在钢液倒入模具后15分钟，当铸锭的平均温度在1000左右时，将模具拆除，铸锭进行水淬。热压缩试验：从接近铸锭的底部宏观组织为柱状晶或枝状晶区域横向切除试样坯料，把与定向凝固铸锭相同的柱状晶区域的坯料加工成带凸缘的试样，凸缘试样的轴向平行于枝状晶的轴向，以便使凸缘试样表面中间高度处受垂直于凝固长大方向的塑性变形，正如连铸过程中实际的反复弯曲或矫直状态。试验是在对高温变形试验做过改进并用计算机控制的MTS试验机上进行的。该研究中的热机械加工过程与使用的凸缘试样如图1所示。热塑性是通过测量断口处的环向应变值来评价的。凸缘试样放在MTS试验机的加热炉室内，以510-1/s与510-3/s的恒应变速率进行压缩变形。压缩前，固溶处理过的试样重新加热到950-1300，保温2分钟，使碳化物与氮化物溶解，并获得预期的晶粒尺寸。重新加热保温后，试样以8-12的冷速冷却到变形温度（1000-750），然后在该温度下再保温1分钟，压缩变形至断裂。V（C，N）、Nb（C，N）和TiN在奥氏体中达到完全溶解的固溶温度是根据其平衡溶解度积确定的，如表1所示。在给定量的变形后，将试样放在冰-盐水中淬火，仔细检查初始裂纹的产生。如果没有发现可视裂纹或者试样断裂时裂纹较大，则在不同的压下量下再进行另外一次试验，直到获得初始裂纹产生的条件为止。变形后，凸缘试样的应变几乎为平面应变，它可通过测量凸缘断面原始和最终外径以及原始和最终高度来计算。每次试验后，这类的试样几乎不发生轴向压缩，只在凸缘内发现有环向应变。开始断裂时的应变由凸缘变形量确定。环向应变：E=ln(Df /Do)式中Df=变形后最终外径 Do=变形前原始外径对给定的变形温度、钢种和变形条件下，出现初始断裂时环向应变值定义为试验钢的热塑性。金相组织通过光学显微镜和扫描电镜（JEOL 200CX）观察凸缘试样变形前后径向与横向的微观组织，用解析电子显微镜TEM（JEOL 200CX）/STEM（JEOL 2000FX）分析碳萃取复制膜和由变形试样制成的金属薄箔试样，以观察和研究析出物特性和行为。能谱X-射线分析给出了析出物定量的化学特征，并辅以原子探针场离子显微照相技术。结果与讨论变形前奥氏体晶粒尺寸的测定为了非常清楚的知道晶粒尺寸对控制热塑性的作用，必须将它对微合金钢热塑性的影响与析出物的作用分开。这样才有可能比较在同一晶粒尺寸下不同的微合金元素对热塑性的影响。变形前原始晶粒大小通过再加热到950、1050、1150、1200、1250、1300等不同温度来改变。表2中给出了每个钢种的奥氏体晶粒尺寸。热塑性行为：对所有研究的钢种，做出了以凸缘试样开始断裂时的环向应变测定的热塑性与变形温度之间的关系曲线，温度范围为1000-750。1C-Mn钢的热塑性图2比较了C-Mn钢在两种不同的原始晶粒大小下的热塑性。当应变速率在0.005/s这样低的情况下，晶粒较大（169m）的C-Mn钢在750-900温度区间呈现出较深的槽形热塑性曲线，低谷点在800左右。750时塑性反而急剧增加，其增加与变形前形成的大量铁素体相转变有很大关系。在某一给定温度下，细晶粒（16m）CMn钢比粗晶粒钢有更好的热塑性。2含Nb钢的塑性图3比较了含铌钢与C-Mn钢的热塑性。当应变速率为510-3/s时，在750-1000温度范围内所有钢的塑性都随着温度的降低而不断降低，大约800时热塑性值最低，温度降到750时热塑性反而又增加。与前述一样，热塑性的增加是由于在750下变形前形成了大量铁素体所致。含铌C-Mn钢的热塑性在1000开始下降，而不含铌的C-Mn钢在900开始下降。与不含铌钢相比，铌的存在加深和拓宽了低塑性槽形曲线，并且塑性槽的低谷点向高温区移动。与预期结果一样，随着铌加入量的增加，热塑性减小。在低温奥氏体区域，这种情况尤为突出，可能是由于在奥氏体晶界形成大量的Nb（C，N）有关（见图4）。图5比较了晶粒尺寸相差很大时钢的热塑性行为，钢的化学成分为0.055C-0.9Mn-0.019Nb，变形前经过固溶处理，再加热温度为1050与1250。由图可以看出，细晶粒钢比粗晶粒钢的热塑性要好。另外，奥氏体晶粒细小的钢在850-750之间环向应变值几乎与温度无关，也就是说，热塑性保持恒定。3含V钢的热塑性图6比较了含钒钢与含铌钢以及C-Mn钢的热塑性行为。一般说来，所有试验钢的热塑性均随变形温度的增加而减小。但有几点需提出，在800-1000温度区间内，含钒钢与含铌钢在低的应变速率下变形过程中均发生Nb（C，N）和V（C，N）的诱导析出，因而与C-Mn钢相比，塑性槽曲线变宽而深，并且塑性槽的低谷点移向高温区。另一重要的特点是在某一定的变形温度下，如果晶粒大小相同，则含钒钢的热塑性比含铌钢的要好得多。另外，含铌钢热塑性开始下降温度（如1000）比含钒钢（如900）高。这种现象可根据奥氏体中Nb与V的析出动力学来解释。众所周知，在给定的温度范围内，Nb在奥氏体中的析出潜能比V高。4Nb-Ti钢的热塑性图7比较了Nb-Ti钢与V钢、Nb钢的热塑性行为。在相同的固溶条件下，再加热温度为1200，应变速率为0.005/s，NbTi（0.012%）钢的热塑性明显提高。热塑性的改善与由于添加微量Ti而显著细化晶粒（49m）有关。当Nb-Ti钢经过固溶处理并在1300再加热后，变形前晶粒尺寸增大，大约为89m，虽然在800左右有一很小的塑性谷，但它的热塑性依然比含铌钢、含钒钢要好得多（见图8-1、8-2）。5热塑性与应变速率的关系图9显示了两种应变速率（510-3/s和510-1/s）对一种试验Nb钢热塑性的影响。对含铌钢，应变速率为510-3/s时的开始产生裂纹的环向应变比应变速率为510-1/s时的要低得多，这是由于应变速率对奥氏体的析出动力学有影响。也就是，在较低的应变速率下，在奥氏体晶界处析出Nb（C，N）量将增大，从而使热塑性大大降低。金相观察与分析1晶粒尺寸对热塑性的影响对C-Mn钢、V钢和Nb钢的金相观察表明，奥氏体晶粒大小对先共析铁素体的形态与数量有显著影响。例如，图10-a与10-b为0.082C-1.52Mn钢在800时变形前晶粒尺寸不同的情况下，在奥氏体晶界形成的先共析铁素体的状态。奥氏体晶粒大时，晶界处的先共析铁素体呈板条状（图10-a），而奥氏体晶粒细小时，先共析铁素体呈其他形状或非连续等轴形状（图10-c）。另外，光学显微组织已经证实，当晶粒粗大时，大多数奥氏体晶界相当平直，而当晶粒细小时，奥氏体晶界弯曲了。在V钢、Nb钢与Nb-Ti钢，铁素体形态与奥氏体晶粒尺寸之间关系也呈类似的趋势。在低温下（例如800-750），细晶粒钢的热塑性机理在某种程度上比粗晶粒钢的机理要复杂得多。就是说，晶粒粗大时，变形前形成的铁素体易于沿奥氏体晶界长大，并沿着奥氏体晶界形成连续的网状铁素体片。一旦微裂纹发生，它很容易沿着连续的铁素体片中扩展（见图10-b），因而出现了低的塑性值。当钢中的奥氏体晶粒细小时，变形前形成的铁素体片不连续或呈“块状”，当微裂纹发生时，裂纹不容易沿奥氏体晶界连接起来以及长距离的扩展（见图10-d），因而得到高的热塑性。有可能是细小奥氏体晶粒与大量的“块状”铁素体使表面积/体积比率大，从而减小晶界处的局部变形。因此，细化晶粒尺寸有利使钢的热塑性得到改善，如图2和10。图11和图12-a、b为大晶粒的C-Mn钢、V钢、Nb钢在800变形前后凸缘试样横断面的高倍光学显微照片，带有典型的裂纹形貌。如图11-a、c和12-a所示，在800变形前，沿奥氏体晶界形成细小片状铁素体。在低速率变形过程中，产生的裂纹容易沿晶界扩展，如图11-b、c和12-b。图12比较了Nb钢与Nb-Ti钢在800变形前后的微观组织，在细晶粒Nb-Ti钢中，已形成的裂纹不能象粗大晶粒的Nb钢那样长距离的扩展。从控制晶粒尺寸的角度来考虑，通常要添加微量的Ti到低碳微合金化钢中。TiN质子非常稳定，只要分布合适，将会阻止奥氏体晶粒粗化，直至很高的温度。1200固溶再加热处理后，Nb-Ti钢变形前晶粒为49m，而Nb钢为140m。在这种情况下，细小晶粒对改善Nb-Ti钢的热塑性起到重要的作用。温度在850以下，其热塑性即使在750那样低的温度下也能保持恒定（见图7和8-1）。2动态再结晶对热塑性的影响图13为大晶粒的V钢在950-800变形前后凸缘试样纵截面的显微组织。C-Mn钢、V钢和Nb钢的金相照片说明V钢在900以上变形时才发生动态再结晶，而C-Mn动态再结晶温度在850以上。动态再结晶与提高热塑性有关，因为V在奥氏体中析出潜能最弱，这与奥氏体中动态再结晶软化机理一致的。但是，含Nb钢中，即在C-Mn钢中加入Nb会引起热塑性槽宽度的增加，这是由于铌的碳氮化物质点钉扎奥氏体晶界而抑制动态再结晶。变形过程中形成的Nb（C，N）的析出将会强化奥氏体晶粒，使变形进一步集中在晶界上的缘故。3奥氏体铁素体相变对热塑性的影响如图2和图8所示，C-Mn钢和微合金化钢的热塑性槽的低谷点大约在800左右。C-Mn钢在800（刚好低于Ar3温度处，在奥氏体-铁素体两相区之内）时热塑性突然降低的事实表明奥氏体-铁素体转变对C-Mn钢热塑性有着重要的影响。在这种情况下，低应变速率下变形时形成的微观组织是粗大奥氏体，其中含有沿奥氏体晶界先共析铁素体片，如图10-a所示。先共析铁素体片使变形集中在晶界附近，因而可以认为应变集中在软的铁素体片上，这使塑性降低，因为硬的、粗大晶粒的奥氏体抑制了薄铁素体片的变形。沿奥氏体晶界形成的薄铁素体片对微合金化钢的热塑性有相同的作用。大量铁素体的存在（约30%）对C-Mn钢与微合金化钢均有益，因为应力与应变在软的铁素体中会得到释放，这与发生在铁素体中动态回复软化机理是一致的。4、析出对热塑性的影响图14与15为凸缘试样在900与950变形时Nb（C，N）、VN和（Nb，Ti）（C，N）析出物的透射电镜照片以及粒子尺寸相对比率的分布情况。碳的萃取复制法透射电镜检验结果表明在900变形时VN的析出很有限，这些析出物（直径为10-20nm）不均匀地分布在钢中，因而将不会抑制奥氏体再结晶。在含铌钢中，铌在奥氏体中的析出可能性更高，并且析出的温度范围比较广，这表明含铌钢中控制塑性槽的冶金因素主要是奥氏体或先共析铁素体中的Nb（C，N）或NbC析出，图16显示了这些析出物的存在。如果在晶界上有析出物，它们就会成为孔洞形成的核心。因此，塑性变形前或变形过程中形成的Nb（C，N）析出阻止再结晶，并使钢变脆。通常含有一定Al和N量的普通C-Mn钢在低温奥氏体区也会有相类似的析出以及AlN的重新溶解行为。对Nb-Ti钢在900变形的试样分析表明，奥氏体中有大量的析出。EDS分析证实细小析出物中（直径为2-10nm）富含铌，而大的析出物既含有Nb也有Ti。粒子尺寸分布显示析出物的平均直径大约为20nm。显然是先行析出的TiN颗粒为Nb（C，N）提供了一个优先形核的位置，这样反过来却减少了Nb（C，N）析出量。与含铌钢比较，控制Nb-Ti钢中析出行为可能会改善钢的热塑性。断口组织照片：通过光学和扫描电镜对带有初始裂纹的压缩凸缘试样进行了横断面的金相学分析。图17为含Nb钢在900-750变形时典型的带有裂纹的微观组织。如图17-c所示，对在800、变形速率为510-3/s条件下变形的试样，在不规则的铁素体晶界内存在清晰的裂纹。必须提到的是，被这种裂纹分开的铁素体晶粒非常细小，该事实说明在低的应变速率下，发生在裂纹扩展过程中的应变集中诱导了铁素体再结晶，并且这些裂纹是在铁素体转变后形成的。相反，在图17-a、b中裂纹是沿奥氏体晶界扩展的，在那里就没发现有如图17-c那样的铁素体组织。该结果表示这种裂纹是在850或更高温度下铁素体形核前形成的，并且变形又大大地加速了奥氏体-铁素体转变，在温度高于800时提前诱导发生了这种转变。图18为含铌钢在低温奥氏体区与奥氏体-铁素体双相区变形试样的电子扫描照片。仔细分析这些照片可知，所有情况下的断裂方式都是一样，即晶粒间微孔洞的聚合发展而成。由光学显微镜与扫描电镜观察，可知这种断裂方式的特征是在晶间断裂处呈现楔形形态。结论本试验用模拟连铸过程的定向凝固法熔炼的钢锭，制成的凸缘试样在1000-750进行了热压缩试验方法，研究了一些控制热塑性的因素的重要性以及Nb、V和Ti微合金化添加元素对钢的热塑性的影响。得出了以下一些结论：1 C-Mn钢、C-Mn-V钢、C-Mn-Nb钢与C-Mn-Nb-Ti钢的低热塑性槽跨越了低温奥氏体与奥氏体-铁素体双相区，低于低谷点800的温度后，在750左右，当在奥氏体-铁素体转变过程中形成了大量铁素体的时候，热塑性反而开始回升。2 奥氏体晶粒尺寸显著影响先共析铁素体的形态。在普通C-Mn与低碳微合金钢中，如果奥氏体晶粒尺寸很大时，则沿奥氏体晶界先共析的铁素体为片状，如果奥氏体晶粒细小，则形成不规则的铁素体。3 在粗晶粒钢中，沿奥氏体晶界生成的连续片状铁素体对热塑性非常有害。裂纹容易形成并沿奥氏体晶界长距离的扩展。因为较软的铁素体的存在允许发生应力应变的集中，从而引起微孔洞在MnS夹杂物与微合金元素析出物处聚合，并发展成裂纹。4 细化奥氏体晶粒尺寸对改善热塑性有显著效果。使可能形成的裂纹不会沿铁素体不规则的边界扩展，如果晶粒尺寸小于50m，即使在750这样低的温度下塑性仍能保持较高。5 在含钒钢中，因为钒在奥氏体中的析出可能性最弱，当在高于900的变形过程中能发生动态再结晶时，塑性可得到改善。6 含铌钢中，铌在奥氏体中的析出潜能较大，并能在更大的温度范围内析出。因此，在高温度下晶界析出会引起热塑性的降低，在低温下热塑性的降低是由再结晶被抑制而引起。7 在Nb-Ti钢中，微量钛的加入（0.012%）能大大改善含铌钢的热塑性，这是因为稳定的TiN微粒细化了晶粒尺寸并减少Nb（C，N）的析出量。8 C-Mn钢与微合金钢的断裂形式是沿晶界形成晶间带有楔形的裂纹。9 应变速率是另一个对热塑性有影响的重要因素。应变速率越低，热塑性越低。10. 用定向凝固法模拟连铸的铸锭制成的带凸缘试样的热压缩试验，能够用来成功地评价和预测低碳微合金化钢连铸坯在矫直过程中的裂纹形成行为。参考文献1. 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