微合金Q345B结构钢高温力学性能研究

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姓名：董方性别：男 单位通讯地址：：内内蒙包头内蒙古科技大学材料与冶金学院邮编：014010 电话：0472—5951572 电子邮箱dongfang9407@163. com 微合金 Q345B结构钢高温力学性能研究 董方 宿成 (内蒙古科技大学材料与冶金学院，内蒙古，包头，014010) 摘要：采用 Gleeble-1500D 热模拟试验机对微合金 Q345B 结构钢进行热拉伸实验，分析了在应变速率1.5×10-/s和变形温度700-1300℃(△T=100℃)变形条件下的断裂强度，断面收缩率随温度的变化情况。确定 Q345B结构钢存在两个脆性区间，即第Ⅰ脆性温度区间为熔点温度~1300℃，第ⅢII脆性温度区间为850~740℃。通过利用扫描电镜和光学显微镜对断口形貌及其组织观察，明确了断裂原因。 关键字：微合金钢 高温力学性能 断口形貌 High Temperature Mechanical Properties Study of Micro-alloyed Q345B Structural Steel DONG FangSU Chens (Material and Metallurgy school ，Inner Mongolia university of Science and Technology，Inner Mongolia， Baotou，014010) Abstract The micro-alloyed Q345B structural ssteel1 was made the hot tensile test byGleeble-1500D thermal simulation testing machine. It analyses the change of fracture strength andreduction of area with temperature at the deformation condition of strain rate 1.5×10/s anddeformation temperature 700-1300℃(T=100℃).The Q345B structural steel exists two brittlezones， the first temperature area of brittles (I)is solidification temperature~1300℃，the secondtemperature area of brittles (Ill) is 850~740℃。 Through observation of fracture morphology andmicrostructure by using of scanning electron microscopy and optical microscopy， the fracturereasons were determined. Key Word Micro-alloyed steel high temperature mechanical properties Fracture Morphology 随着钢铁冶炼技术的不断进步，发展连铸技术提高连铸比成为世界的钢铁生产的趋势，消除连铸坯缺陷，改善铸坯质量是非常重要的问题。伴随连铸连轧、热送热装技术的普及，对铸坯质量要求也越来越高。微合金化钢通过添加微量V、Ti、Nb合金元素，采用控轧控冷工艺来细化晶粒提高钢的强度和韧性。但是在连铸过程，由于钢中的氮化物和碳氮化物的析出，使钢的热延展性降低，导致在应力作用下铸坯易产生表面横裂纹、角部裂纹。本文通过对微合金 Q345B 结构钢连铸坯高温力学的研究，确定其脆性凹槽，在实际生产中应避开开区以减少和防止铸坯表面裂纹的产生。 1实验材料与方法 本实验所用微合金 Q345B 结构钢采用真空感应电炉冶炼，试验钢成分见表1。经锻造成15mm×15mm 棒材，精加工成10mm×120mm圆柱体拉伸试样。为保证在加热过程中合金 元素能够充分固溶并使使氏体充分均匀化，将试样从室温以20℃/s的速度加热到1100℃，接着以10℃/s的速度加热到1350℃并且保温 1min， 然后参考实际连铸生产二冷区的冷却强度确定以3℃/s的速度热却到变形温度，保温 1min 以消除试样内部的温度梯度，如图1所示。利用 Gleeble-1500D 热模拟试验机进行拉伸试验，变形温度为650℃-1300℃，应变速率为1.5×10-/s，试样拉断后立即喷水冷却，测量断面收缩率和高温抗拉强度，并对试样进行扫描电镜和金相显微镜观察分析。 表1Q345B 结构钢的化学成分(质量分数，%) Table 1 Chemical composition of Q345B structural steel (% in mass) 元素 C Mn Si S P V Ti Nb 含量(%) 0.14 1.1 0.096 0.0098 0.019 0.0895 0.18 0.039 时间/s 图1 试验温度控制示意 2结果与分析 2.1高温强度分析 图2为实验钢高温抗拉强度与温度之间的关系，随着温度的升高呈下降的趋势，因为温度的升高，原子内部活动能量增加，使得原子运动加剧，从而降低了金属原子间的结合力。在650℃~1100℃之间抗拉强度急剧下降，而1100℃~1300℃下降幅度较平缓。当大于1200℃时试样承受的载荷基本小于20Mpa，此温度区间材料抵抗外力变形的能力较差。 300 250- 200- 150J- 100- 50- 600 700 800 900 1000 1100 1209 1300 1400 温度/℃ 图2高温强度变化曲线 图3 热塑性变化曲线 2.2热塑性分析 图3为实验钢在不同温度下断面收缩率变化(RA)曲线，由图可知，在1000℃时塑性最好其 RA 值为88.5%，800℃时为脆性凹槽的谷底塑性最差其 RA 值为22.6%，当温度低于800℃材料的塑性有所回升。铃木洋一等2的研究表明，从钢的熔点到600℃存在3个脆性区间，即熔点附近的第Ⅰ温度区，在现实中不可避免；1200~900℃的第Ⅱ脆性温度区，此区间的脆性程度与应变速率成正比，只有应变速率大于10/s才会出现，而连铸过程变形速率较小一般为103-106/s3，所以在连铸实际过程中不予考虑；第Ⅲ脆性温度区为900~700℃，若以较大的应变速率变形可以缓解脆性的恶化。Mintz 等在研究微合金化钢铸坯表面裂纹与钢的 RA 值之间的关系发现，如RA 低于40%，铸坯表面裂纹增加，以此作为脆性判断依据。根据实验钢结果可知，熔点温度~1300℃为第Ⅰ脆性区，740~850℃为第II脆性区。 2.3试样断口形貌与组织观察 2.3.11100℃~1300℃区间试样断口形貌及组织 图4为试样断口在扫描电镜下利用二次电子成像形貌特征，断口较平滑，呈液相凝固自由收缩，晶粒细小，沿晶界液膜处断裂的特征。此区间内塑性值RA 均大于 50%，在1100℃断口形貌可以观察到少部分沿晶界滑移的特征，其余大部分是晶间断裂。这是主要因为，此温度区间内变形要高于晶界处存在的 FeS、Fe(S，O)杂质熔点，这就使得晶界处有的杂质在变形过程中被融化形成微小孔洞，在外力作用下，这些微孔不断聚合长大而产生晶间裂纹。随着变形温度的升高，实验钢的热延展性呈现下降的趋势。 图5为断口附近的金相组织，由粒状贝氏体和少量的低碳马氏体组成。由图可知，高温奥氏体随着形变温度的升高而增大，在应变速率较小的情况下，变形温度对再结晶的驱动力影响较大，所以1300℃时发生再结晶后的晶粒要比1100℃大。 a-1100℃ b-1300℃ 2.3.2 1100℃~900℃区间试样断口形貌 由热塑性曲线可知，在1000℃时 RA最大为88.4%，断口形貌如图6(a)，由大量的大而深的等轴韧窝和剪切韧窝组成，在变形过程分别受到正应力和拉应力的作用产生塑性断裂。根据许多学者研究表明2，Ti的碳、氮化物是在低于变形温度1300℃析出，Nb 的碳、氮化物析出温度要低于1000℃，而温度降低到925℃以下才会有Ⅴ的碳、氮化物才会析出。所以此时夹杂物析出量较少，不会在夹杂物周围产生应力集中的现象，晶界产生明显的滑移，增加塑性变形的能力。 图6 1100℃~1300℃区间断口形貌a-1000℃ b-900℃ 900℃时断口形貌如图6(b)所示，呈现穿晶断裂形貌和沿晶断裂形貌的混合状态，但前者占主导地位，断口处存在少量的大而深的韧窝和大量的小而密的晶界微孔。塑性值较1000℃有所下降，归其原因为两方面，其一是在此温度下钢中会发生 S-Mn-Fe的包晶反应6，生产富铁的硫化物，并且 FeS会与铁形成低熔点共晶体分布在奥氏体晶界上，，于此同时V、Ti、Nb 的析出物在晶界处聚集，在变形过程在晶界的三重点处易产生应力集中，造成晶界破坏，同时当滑移带冲击这些微粒析出物时，在每个粒子周围产生局部应力集中，此时在较小的应力下就会在粒子周围产生微孔，孔洞通过变形机理和空位扩散机理聚合长大，形成晶界裂纹，这就所谓的在宏观形貌上观察到晶界滑移处的小韧窝孔洞形成原因。另一方面动态再结晶也是影响塑性的因素，动态再结晶可以通过变形过程的真应力-真应变曲线表现出来。如图7众所周知，形变真应力-真应变曲线一般分为三类：加工硬化型、动态回复型、动态再结晶型，显然1000℃属于动态回复和再结晶的过度温度，900℃变形属于动态回复型，动态再结晶改善塑性主要有两个作用，，一个作用是使钢机体晶粒得到细化，另一个作用是晶界迁移相对容易。这两方面的作用共同导致900℃的热塑性降低。 图77真应力-真应变关系曲线 图8 900℃断口处组织形貌 由图8看出，在900℃下的端口高温组织仍为单相奥氏体组织，室温为羽毛状贝氏体，尚没有铁素体的析出。 2.3.2 900℃~700℃区间试样断口形貌 由图3可以看出，此温度区间属于实验钢的第ⅢI脆性区，脆性凹槽谷底温度为800℃，其塑性值最差RA等于22.5%。断口组织形貌如图9(a，b)所示，明显为沿晶脆性断裂特征，晶粒间有微小的空洞生成。归其原因主要有两个因素，一是在此温度下晶界上有大量的钒、钛、铌碳氮化物析出。低温析出的析出物尺寸较小，弥散的分布在晶界上，在变形过程中钉扎晶界的滑移，当外力增加时位错会绕过析出物使其在周围形成位错环，导致析出物分布处应力集中，形成微小孔洞。二是在奥氏体边界有薄膜状的铁素体析出，，此温度下的先共析铁素体的强度只是奥氏体的四分之一，应力作用下的变形主要是沿晶界处的铁素体进行，当外力超过铁素体的最大承载能力时，就会形成裂纹，最终导致晶界脆断，如图10(a，b)所示。 kev 图9 800℃断口形貌及微区成分 a-二次电子成像 b-背散射电子成像 c-A 处能谱 在晶界A处较大空洞进行EDS成分分析，结果如图10(c)所示，基本都是钒、钛、铌碳氮化物析出物和MnS夹杂。 a-铁素体析出相 图10 800℃断口附近处组织形貌b-裂纹扩展 随着变形温度的下降，700℃时的塑性值要比800℃有所回升，700℃时的断口形貌如图11所示，断裂机理属于沿晶断裂和穿晶断裂的混合。这是因为温度的下降促使铁素体的进一步析出，与此同时，由于晶界存在较多伸长变形的MnS析出物，促进了应变诱导铁素体在晶界和基体内同时形成，随着铁素体析出量的增加，使晶界处的应力集中得以缓解或消除。实验钢的塑性因此出现快速恢复的趋势。 图11 700℃断口形貌及组织(a，b) 700℃断口组织是由片状铁素体和贝氏体组成，大片状的铁素体缓解了脆性断裂的可能性。 3结论 (1)实验钢在应变速率1.5×10-/s变形条件下，存在两个脆性区域，即第Ⅰ脆性温度区间为熔点温度~1300℃，第II脆性温度区间为850~740℃。 (2) 实验钢在900℃~1200℃区间内具有良好的塑性。断面收缩率 RA 值均大于60%，其中1000℃时塑性值最大 RA 为88.4%，所以实际生产过程中矫直温度应大于900℃。 (3)实验钢塑性凹槽谷底温度为800℃C，此时塑性最差RA等于22.5%。归其原因：：一是由形变诱导铁素体呈网状析出，产生应力集中造成； 二是奥氏体低温区域钒、钛、铌碳氮化物析出产生的晶界脆化所致。 ( 参考文献 ) ( [1 ] 刘新宇，许中波，王新华.含钒微合金钢连铸坯高温塑性的研究[J].钢铁，2000，35(1)：51-54. ) ( [2]候安贵，任忠鸣.宝钢低碳微合金高强度钢连铸坯高温力学性能测试[J].上海金属，2008，30(3)：39-44. ) ( [3] PATRICK F.KOZLOWSKI， BRIAN G. 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