Nb微合金鋼的高溫塑性研究及應(yīng)用.doc

Nb微合金鋼的高溫塑性研究及應(yīng)用袁偉霞 馬勤學(xué) 袁桂蓮 姜鳳琴 韓志強(qiáng)（武漢鋼鐵（集團(tuán)）公司） （北京科技大學(xué)）摘要：研究了國內(nèi)工程中大量應(yīng)用的中碳Nb微合金鋼的高溫塑性，得出了其脆性溫度范圍及其特征，分析了其脆性主要影響因素，并結(jié)合實(shí)際生產(chǎn)過程中出現(xiàn)的表面裂紋，對生產(chǎn)工藝參數(shù)和高溫特性進(jìn)行了綜合分析。關(guān)鍵詞：Nb微合金鋼 高溫塑性 塑性低谷 表面裂紋1 前言 隨著鋼產(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，用量越來越大。連鑄技術(shù)的大力發(fā)展使連鑄微合金鋼的產(chǎn)量大大增加。與普通鋼相比，微合金鋼的連鑄裂紋敏感性較強(qiáng)，生產(chǎn)難度較大。這些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。連鑄坯表面裂紋的形成與鋼的高溫塑性密切相關(guān)，采用高溫?zé)崮M試驗(yàn)方法可以模擬連鑄條件下鋼所承受的應(yīng)力應(yīng)變組織變化。本文采用Gleeble-2000熱模擬試驗(yàn)機(jī)測定了工程結(jié)構(gòu)用含Nb鋼的高溫塑性，對其高溫狀態(tài)下的組織形態(tài)、斷裂方式、碳化物析出等進(jìn)行了形態(tài)研究，并對該研究結(jié)果在實(shí)際生產(chǎn)中的應(yīng)用進(jìn)行了分析討論。2 試驗(yàn)方法 所研究試樣取自連鑄大板坯，試樣尺寸為10mm120mm，試樣化學(xué)成分及對比試樣的化學(xué)成分如表1所示。表1 試驗(yàn)鋼及對比試驗(yàn)鋼化學(xué)成分 %鋼種CSiMnPSAlNbNA0.1540.2561.3980.0120.0070.0260.0240.0042B0.1740.4101.5000.0160.0130.034-0.0042高溫塑性測試在Gleeble-2000熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。試驗(yàn)前測試室內(nèi)先抽真空，然后采用氬氣保護(hù)，以20/s的速率升溫，達(dá)到1350后保溫3min，然后以20/s的冷卻速度降溫至試樣的拉伸變形溫度，保溫3min后以一定的應(yīng)變速率進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)，拉斷后立即進(jìn)行快速冷卻以保留試樣在試驗(yàn)溫度下的組織形貌。圖1為試驗(yàn)過程中工藝參數(shù)變化示意圖。采用金相顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡等手段對試樣斷口的組織形貌和析出物進(jìn)行觀察分析，同時(shí)采用電解相分析的方法對試樣斷口部分進(jìn)行分解，得到高溫拉伸試驗(yàn)條件下析出物的數(shù)量，并將之與未進(jìn)行拉伸的靜態(tài)保溫析出量進(jìn)行了對比分析。3 試驗(yàn)結(jié)果與分析 3.1 含Nb鋼高溫塑性特點(diǎn)圖2為含Nb鋼及對比鋼種B在高溫試樣拉斷時(shí)斷面收縮率隨溫度的變化曲線。可以看到所試驗(yàn)鋼種的高溫塑性呈現(xiàn)明顯的規(guī)律，在1300以上塑性很差，13001000范圍內(nèi)試樣具有良好的塑性，斷面收縮率保持在80%以上；試驗(yàn)溫度降低至1000以后塑性又顯著降低，在750800塑性降低至低谷，斷面收縮率在30%以下；隨后隨著溫度的降低，塑性又緩慢回升。從兩個(gè)鋼種的塑性比較可以看出，B鋼種塑性低谷窄而深，而含Nb鋼塑性低谷略淺，但溫度范圍寬，在930左右，斷面收縮率才達(dá)到60%。3.2 應(yīng)變速率對高溫塑性的影響試驗(yàn)過程拉伸應(yīng)變速率顯著影響試樣的高溫塑性及高溫強(qiáng)度。圖3為不同試驗(yàn)溫度條件下應(yīng)變速率對斷面收縮率的影響。在不同試驗(yàn)溫度下，應(yīng)變速率對高溫塑性的影響不同。在750低溫脆性區(qū)和1300高溫脆性區(qū)進(jìn)行拉伸，隨著變形速率的降低，斷面收縮率顯著降低。而在1000條件下進(jìn)行拉伸，應(yīng)變速率對高溫塑性影響不大。高溫塑性的這一特點(diǎn)與這一溫度區(qū)的組織轉(zhuǎn)變有關(guān)。1300進(jìn)行拉伸，隨著應(yīng)變速率的降低，高溫奧氏體晶界的低熔點(diǎn)組元偏析增大，奧氏體晶粒粗化，應(yīng)力分布不均勻，晶界應(yīng)力集中嚴(yán)重，變形能力降低；在750奧氏體/鐵素體兩相區(qū)，應(yīng)變速率的降低意味著應(yīng)力誘導(dǎo)相變時(shí)間的大大延長，進(jìn)一步促進(jìn)薄弱的沿晶低強(qiáng)度相的形成，必然導(dǎo)致其塑性的降低。在1000奧氏體穩(wěn)定區(qū)，應(yīng)變速率的降低對其組元偏析、組織轉(zhuǎn)變、晶粒度等均無顯著影響，使該溫度區(qū)域始終保持良好的塑性。3.3 試樣斷口形貌及金相組織試樣不同的高溫塑性與其組織結(jié)構(gòu)的變化密切相關(guān)。試樣斷口組織為貝氏體、索氏體和沿奧氏體晶界呈網(wǎng)狀分布的鐵素體。由于晶界鐵素體薄膜的存在，破壞了組織的連續(xù)性，降低了晶界強(qiáng)度，使其塑性大幅度降低。由于試樣在兩相區(qū)停留的時(shí)間延長，鐵素體網(wǎng)狀薄膜層加厚，初生的鐵素體薄膜的強(qiáng)度僅為基體奧氏體強(qiáng)度的1/4，造成晶界部位的應(yīng)力進(jìn)一步集中，導(dǎo)致其塑性顯著降低。試樣高溫?cái)嗫诘慕M織為，1000條件下斷口組織為貝氏體+馬氏體組織，1130條件下斷口組織為粗大馬氏體組織。3.4 含Nb鋼塑性低谷特點(diǎn)與鋼的基體成分相同，僅僅不含Nb的B鋼種相比，含Nb鋼的塑性低谷溫度范圍寬得多。在B鋼種，存在奧氏體鐵素體逐步相變的兩相區(qū)脆性，使其在760840范圍內(nèi)出現(xiàn)顯著的塑性低谷，其最低塑性僅為16.4%。與此相比，含Nb鋼在700900溫度范圍內(nèi)不僅存在相變誘導(dǎo)的兩相區(qū)脆性，同時(shí)由于鋼中Nb在該溫度范圍內(nèi)主要沿奧氏體晶界析出NbCN，加劇了晶界的應(yīng)力集中，使該鋼種在奧氏體低溫域也出現(xiàn)一定的脆性，其脆性低谷溫度范圍為600930，最低脆性值21.6%，比B鋼種高，這在一定程度上體現(xiàn)了Nb在鋼中的強(qiáng)韌化作用。對高溫拉伸試樣的電解相分析表明，850900為其碳氮化物析出峰值溫度范圍，高于或低于此溫度后析出物含量顯著降低，對塑性的影響也大大降低。因此，奧氏體/鐵素體兩相域的脆性和奧氏體低溫域的碳氮化物析出使含Nb鋼的塑性低谷溫度范圍顯著高于B鋼。4 鑄坯裂紋分析及生產(chǎn)工藝優(yōu)化 眾所周知，碳含量為0.100.17%范圍的包晶鋼的鑄坯表面裂紋敏感性很強(qiáng)。本研究的含Nb鋼在實(shí)際生產(chǎn)中的主要鑄坯缺陷為表面縱裂紋，最嚴(yán)重的縱裂紋橫截面中，裂紋沿奧氏體晶界延伸，內(nèi)部有氧化亞鐵，周圍無氧化物夾雜及外來物聚集，但裂紋周圍及尾端有氧化脫碳特征。分析檢驗(yàn)表明，該裂紋為板坯澆鑄過程中在結(jié)晶器內(nèi)凝固形成的高溫裂紋，與結(jié)晶器表面狀況、保護(hù)渣的潤滑性能、結(jié)晶器鋼液面穩(wěn)定性、浸入式水口插入深度等因素均有關(guān)，實(shí)際生產(chǎn)中影響因素很多。從鋼的高溫塑性來分析，結(jié)晶器內(nèi)彎月面附近初生坯殼處于鐵素體和奧氏體相變區(qū)，溫度位于零強(qiáng)度和零塑性溫度附近，產(chǎn)生裂紋的臨界應(yīng)變很低，工藝因素造成的小量的凝固不均勻也有可能導(dǎo)致縱裂紋的產(chǎn)生。一般來講，含Nb鋼鑄坯表面橫裂紋敏感性較強(qiáng)。在實(shí)際連鑄生產(chǎn)中，采取了一系列工藝措施來避免該裂紋的產(chǎn)生，如采用適當(dāng)?shù)慕Y(jié)晶器弱冷卻，顆粒保護(hù)渣，而且在澆鑄過程中采用了與拉坯速度相關(guān)的振動頻率控制模型，保證澆鑄過程的負(fù)滑脫率在20%，使振痕較淺。同時(shí)在二次冷卻區(qū)采用了氣霧冷卻及動態(tài)控制，矯直區(qū)鑄坯表面溫度控制較好，始終保持在900以上，避開了塑性低谷溫度范圍，使該鋼種很少出現(xiàn)鑄坯表面橫裂紋缺陷。5 結(jié)論 （1） 在連鑄溫度范圍內(nèi)所研究的含Nb鋼出現(xiàn)兩個(gè)塑性低谷，分別為熔點(diǎn)1300的高溫塑性低谷和900700的低溫塑性低