含铌钛钢X-52连铸坯的高温延塑性

0I:10.13374/j.1ssn1001053x.1997.03.006 第19卷第3期 北京科技大学学报 Vol.19 No.3 1997年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing June 1997 含铌钛钢X-52连铸坯的高温延塑性* 吴冬梅》王新华”李景捷”费惠春》 张力2) 1)北京科技大学冶金学院，北京1000832)宝山钢铁公司 摘要测试了格点~700℃温度区间含铌钛钢X-52连铸坯的高温延塑性.根据断口形貌、组织以 及钢中析出物等的变化情况分析了该钢的脆化机理结果表明：在熔点~700℃温度区间，X52锅 存在2个脆性区，熔点~1380℃的第I脆性区，925~825℃的第Ⅲ脆性区.细小的NbCN沿奥氏 体品界的动态析出是造成第Ⅲ区脆化的主要原因可通过向钢中添加少量的钛，以降低晶界处细 小的NCN的析出量，防止先共析铁素体在奥氏体晶界呈网状析出而改善钢的热塑性 关键词铌钛钢，连铸坯，高温延塑性，动态析出 中图分类号TF777.1 连铸过程中，由于微细NbCN的析出，钢的延塑性变差，铸坯的表面裂纹尤其是横裂、角 横裂纹频繁发生.尽管对含NbTi钢的延塑性进行的研究2表明，T能够改善含Nb钢的延 塑性，但在宝钢的实际生产中，含铌钢连铸坯的角横裂纹发生率高达10%左右.为了解决铸 坯质量问题，对X-52钢连铸坯的高温延塑性进行了测试，分析了产生脆化的机理，为宝钢解 决角横裂纹缺陷提供了理论依据 1研究方法 1.1钢的高温延塑性的测定 试样取自宝钢生产的X-52连铸板坯，尺寸为中10mm×120mm.所用试样的化学成分 (质量分数)%为：C-0.092,Mn-1.02,Si-0.276,P-0.010,S-0.0041,Ti-0.017,Nb -0.022,N-0.0042,Ca-0.002,其余为Fe. 在Gleeble-1500热应力/应变模拟实验机上测试了X-52钢的高温延塑性.测试时试样 室通入1min的氩气流，并以10℃s的速率将试样升温至1350℃后保持5min,然后以 3℃s的速率降温到实验温度，保温2min后以」×10-3s的形变速率对试样进行拉伸，试 样拉断后立即对拉断部位大量喷水冷却以保持其测试温度下的断口和组织形貌 1.2试样断口、组织形貌及析出物分析 采用扫描电镜的方法对拉断后部分试样的断口形貌进行了分析，并把断口部位制成金相 试样，用金相显微镜观察了断口处的组织形貌通过碳萃取复型的方法，用透射电镜观察了断 口处析出物的形貌、大小，分布及组成情况 1996-10-08收稿一第一作者女26岁硕士 ◆国家“八五”攻关项目

第 卷 第 期 年 月 北 京 科 技 大 学 学 报 含妮钦钢 一 连铸坯 的高温延 塑性 吴冬梅 ‘ 王新 华 ‘ 李景捷 ’ 费惠春 ’ 张 力 北京科技 大学 冶金 学 院 ， 北 京 宝 山 钢铁公 司 摘要 测 试 了 熔 点 ℃ 温度 区 间含 锭钦钢 一 连铸坯 的高温延 塑性 根 据断 口 形貌 、 组织 以 及钢 中析 出物等 的变化情况分析 了该钢 的脆化机理 结果表 明 在熔点一 ℃ 温度 区 间 ， 钢 存在 个脆性 区 ， 熔点 一 ℃ 的第 工脆性 区 ， ℃ 的第 脆性 区 细小 的 沿奥氏 体晶界 的动态析 出是造成第 区 脆化 的 主要 原 因 可 通 过 向钢 中添加 少量 的钦 ， 以 降低 晶界处细 小 的 阅汇 的析 出量 ， 防止先共析铁素体在奥氏体晶界呈 网状析出而 改善钢的热塑性 关键词 妮钦钢 ， 连铸坯 ， 高温延 塑性 ， 动态析出 中图分类号 连铸过 程 中 ， 由于 微 细 卜币 的析 出 ， 钢 的延 塑性 变差 ， 铸坯 的表 面 裂 纹 尤 其是 横裂 、 角 横裂 纹频 繁发 生 尽 管 对含 钢 的延 塑性 进行 的研究 〔” 表 明 ， 能够 改 善含 钢 的延 塑 性 ， 但 在 宝 钢 的实 际 生 产 中 ， 含 妮 钢 连 铸 坯 的角 横 裂 纹 发 生 率 高达 左 右 为 了解 决 铸 坯 质量 问题 ， 对 一 钢 连 铸 坯 的 高温 延 塑性 进行 了 测 试 ， 分 析 了 产 生 脆 化 的机理 ， 为宝钢解 决角 横裂 纹缺 陷提供 了理论依据 研究方法 钢 的高温延塑性 的测定 试 样 取 自宝 钢 生 产 的 一 连 铸板 坯 ， 尺 寸 为 中 所 用 试 样 的化 学成 分 质 量 分 数 为 一 ， 一 ， 一 ， 一 ， 一 ， 一 ， 一 ， 一 ， 一 ， 其余 为 在 一 热应力 应变模拟 实验机 上 测试 了 一 钢 的高温延 塑性 测 试时试样 室通 人 的氢气流 ， 并 以 ℃ 的速率将 试样 升温 至 ℃ 后保持 而 ， 然后 以 ℃ 的速率 降温 到 实 验温 度 ， 保温 后 以 一 的形变 速率对试样进行拉伸 ， 试 样拉 断后 立 即对拉 断部 位大量 喷水冷却 以保持其测 试温 度下 的断 口 和组 织形貌 试样断 口 、 组 织形貌及 析 出物分析 采 用 扫描 电镜 的方 法 对拉 断后 部分 试样 的 断 口 形貌进行 了分 析 ， 并 把 断 口 部位 制成金相 试样 ， 用金 相 显微镜 观 察 了 断 口 处 的组 织 形貌 通 过碳 萃取 复型 的方 法 ， 用透 射 电镜观 察 了断 口 处析 出物 的形貌 、 大 小 、 分 布及 组 成情 况 一 一 收稿 第一作 者 女 岁 硕 士 国家 “ 八五 ” 攻 关项 目 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1997．03．006

Vol 19 Nu 3 吴冬悔等：含能女钢离S%连铸坏的高温延塑性 ·249· 2实验结果 2.1试样的高温延塑性的变化 图1为X52钢在形变速率 100r 等于】×10-s时，断面收缩华 (RA)随温度的变化曲线.由图可 见：X-52钢的零塑性温度在 1410℃左右：在1375~975℃ 60 的温度区间内，试样具有良好的 40 塑性，RA值高于80%：975℃以 后，RA值开始降低，900℃时达 到最低点，为55%：随后，试样 的RA值再次增大，塑性又很快 600700800900100011001200130014001500 回升. 图1X-52铜在形变速率为1×10/5时的热塑性曲线 本试验条件下，由于形变速 率较低，因此在熔点~700℃的温度区间内只出现了2个脆性区域，第Ⅱ脆性区没有出现.若 以RA<60%为判据，根据试验结果，X-52钢的第I脆性区温度约为格点~1380℃，第Ⅲ脆 性区温度约为925~825℃.该钢的第Ⅲ跪性区温度范围较窄，脆化的温度较高，主要发生在 奥氏体单相区低温域，此区域中钢的脆化程度较轻，最低塑性值温度为900℃， 2.2X-52钢的断口、组织变化与塑性的关系 (1)1375~975℃区间试样断口及组织形貌 由热塑性曲线（图1）可知，在此温度区间，试样的塑性很好，表现为具有很高的RA值这 是由于高温下，NbCN析出物数量较少，晶界能够迁移，防止了裂纹的形成.长大和相互聚合. 图2为1000℃变形试样的断口形 貌可知：孔洞的周围部分发生了较大的 塑性变形，表现为蛇形花样，而孔洞的底 部较平，有显微裂纹存在，这是变形早期 形成的晶间裂纹，由于晶界移动而被附 离在晶粒内这也说明了动态再结品对 隔离初始裂纹的作用.由丁材料的塑性 很好，断口显微特征为大而深的凹坑，滑 移在凹坑表面形成蛇形花样，表现为高 温延性断裂 (2)950~800℃风间试验试样的 图21000℃变形试样的断口形赖 断口及组织形貌 本试验条件下，X-52钢的第川脆性以位于此温度范围内.图3()为900℃变形试样的组

·250· 北京科技大学学报 1997年第3期 织形貌，可见有沿晶界裂纹存在；图3b)为900℃变形试样的断口形貌.X52钢在900℃时塑 图3X.52铜在00℃变形试样的组织及斯口形装 (。)姐织形赖 (心)断口形魏 性最低，但是由于此时RA为55%，断口表面的大部分区城仍具有一定的塑性变形特征，表 现为沿晶塑性断裂和沿晶脆性断裂的混和断裂形式 (3)800~700℃区间变形试样断口及组织形貌， 温度低于900℃后，X-52钢的RA值呈上升趋势，这是因为此时析出对塑性的影响相对 域弱，一方面钢中的钛促进了原奥氏体晶界以外、（α-峡素体的析出，使得铁素体在晶界、晶内 同时析出（图4(），减轻了晶界的应力集中；另一方面钢中的钛又促进形成塑性较好的等轴 铁素体（如图4(b),进一步改善了X-52钢在y+a两相区的塑性. 50 nm 图4750和700℃变形试样的组织形骏 (a)750℃ b)700℃ 2.3 析出物的研究结果 图5(a所示为900℃.变形前保温15min后变形试样中观察到的立方形及球形、椭球形 的析出物.能谱分析表明：立方形析出物以含钛为主，球形.椭球形的析出物以含铌为主.两类 析出物在钢中呈随机分布，尺寸较大，平均为60~80m,说明析出物的形成温度较高.图 5(b)为900℃变形前保温2min后变形试样中观察到的细小析出物，尺寸约为10nm,有球形

Vol.19 No.3 是冬怖等：含能钍钢以②连铸坏的高洱延塑性 ·251· 和立方形2种，沿基体和晶界分布.本研究中只在900℃变形的试样中发现了这类析出物，而 该温度时X52钢的RA值最低，说明这样的析出物对钢的塑性降低很明显 0254m 50 Hm 图5X-52制中析出物的形魏 (©)立方形析出物与球形，椭球形析出出物 心)细小析出物的形貌 B.M也等人)认为，900℃条件下观察到的细小析出物为动态析出物.为了证实这一观 点，本研究还对变形前的析出物行为进行了分析.把试样以10℃s的速率加热到1350℃，保 温5min后以3℃s的速率冷却到900℃，保温2min,然后进行水淬急冷，制成透射电镜试 样.结果只发现少量的30m左右的TiN析出物，未发现细小的动态析出物，说明900℃试验 试样中观察到的10nm左右的析出物确实为动态析出物. 以上结果表明900℃试验时热塑性的降低主要与应力诱导析出物（即动态析出物）有关， 沿晶界的动态析出物降低了晶界的流动性，阻碍了动态再结晶的进行，促进了晶界滑移.晶粒 内的动态析出使基体强化，降低了析出物与基体的结合性，促进了显微孔洞的形核，最终导 致断裂 3实验结果分析 透射电镜实验分析表明，X52钢中的钛在接近固相线温度时，优先与锅中的氯结合，以 TN的形式析出，并可作为低温下NCN的析出核心，因此X-52钢中析出物的尺寸较大，对 塑性的影响较小.900℃左右变形时，细小的动态析出物对塑性的降低最明显. 由图1知，X-52钢第Ⅲ脆性区温度较高，主要是由于细小的NbCN沿晶界和基体析出所 致：900℃塑性最低是由于在900C变形时，NbCN的析出速率最快.数量最多4，引.试验过程 中，应力诱导析出物钉扎奥氏体晶界，降低了晶界的流动性，抑制了动态再结晶的进行，促进 了晶间裂纹的形核和长大基体内的动态析出物使基体强化，加强了奥氏体晶界的应力集中 程度，在析出物与基体界面间产生孔隙，钢的塑性因此变差，从图3()可见有沿晶裂纹存在， X-52钢在第Ⅲ脆性区内仍能保持较高的塑性值主要是钛的作用，表现为以下几点：

·252· 北京科技大学学报 1997年第3期 (I)钛在高温时以TN的形式析出，减少了钢中可与铌反应的氨含量，降低了细小的 NbCN的析出量，减轻了对晶界的钉扎作用，晶界微孔不易形成 (2)随机分布的TiN做为NbCN、NbC析出的核心，导致一定程度的静态析出，析出从晶 界向晶内转移，减轻了晶界的应力集中程度 (3)钛促使析出物尺寸增大、数量降低，避免了晶界附近无偏析带(P℉)的形成，防止了 应力在较软的无偏析带上的集中，RA仍保持在一定水平，900℃，RA-55%.所以断裂形式为 沿晶界塑性断裂和沿晶界脆性断裂的混和断裂方式（图3(b). X-52钢第Ⅲ脆性区温度范围较窄是由于钢中固溶的铌、钛延迟了奥氏体晶界先共析铁 素体膜的形成，实验温度低于A以后，钢中的钛又促使铁素体沿晶界、晶内同时析出，并且为 塑性较好的等轴铁素体，从而避免了应力集中于先共析铁素体膜上而导致的脆化 4防止Nb,Ti钢产生表面裂纹的措施 由热模拟实验可知，X-52钢铸坯的RA均大于临界值(40%)，由于Nb(C)大多依附在高 温生成的TN上析出，因此钢中的析出物普遍较粗大，使X-52钢在第Ⅲ脆性区的脆性显著减 轻，实际连铸过程中应创造条件，如减缓冷却速率等，利用钛的高温热力学尽可能以TN的形 式析出，降低钢中与Nb,AI结合的氮量，减少对钢延塑性造成危害的Nb(C),AIN的析出 量，也可作为低温时Nb(C)等的析出核心，使析出物尺寸增大，数量降低，改善钢的延塑性 900℃时，Nb(C)尺寸减小到平均10nm左右，试样的RA也降低到最低值，因此，实际 生产中，应针对这一特点采用合适的二冷温度控制模式，使铸坯的矫直温度低于或高于900 ℃这一钢的脆性敏感温度，以尽量减少角横裂发生的可能性 900~950℃温度区间，含Nb,Ti钢铸坯中也会生成微细的Nb(C)析出物，减少含Nb, Ti钢铸坯表面裂纹的重点也应放在减轻这一温度区间的微细NbCN)的析出上. 5 结论 (I)在1×10-3s的形变速率条件下，宝钢生产的X-52钢连铸坯在熔点700℃的温度 区间存在两个脆性区，即熔点1380℃的第I脆性区和925~825℃的第Ⅲ脆性区，这2个 温度区域内，X-52钢的RA<60% (2)X-52钢的第Ⅲ脆性区主要位于奥氏体单相区低温域.脆化的原因是细小NbCN动态 析出物钉扎在奥氏体晶界和基体变形处，延迟了动态再结晶的进行，促进了晶界滑移，降低了 析出物与基体的结合力，促进了显微裂纹的形核和长大，从而导致断裂 (3)X-52钢中的钛降低了可与铌结合的氮含量，从而减少了沿晶界分布的NbCN的动态 析出量；高温形成的随机分布的TN可作为低温析出的NbCN的核心，促使析出物变得粗大， 减轻了对晶界的钉扎作用，所以X-52钢的最低塑性值较高. (4)连铸过程中应采用合理的二冷温度控制模式，以利于钛在高温时以TN的形式析 出，减少微细的N(C)的析出量；此外，应保证铸坯的矫直温度低于或高出900℃这一钢的 脆性敏感温度，以尽量避免角横裂的发生

· 北 京 科 技 大 学 学 报 年 第 期 钦 在 高 温 时 以 的形 式 析 出 ， 减 少 了 钢 中可 与 妮 反 应 的氮含量 ， 降低 了细 小 的 的析 出量 ， 减 轻 了对晶界 的钉扎作用 ， 晶界 微孔 不 易形成 随机分 布 的 做 为 反二 、 析 出的核心 ， 导致 一定程度 的静态析 出 ， 析 出从晶 界 向晶 内转移 ， 减 轻 了晶界 的应力 集 中程 度 钦 促 使析 出物 尺 寸增 大 、 数量 降低 ， 避 免 了 晶界 附近 无偏 析 带 的形成 ， 防止 了 应力 在 较软 的无偏 析带上 的集 中 ， 仍 保持 在 一 定 水平 ， ℃ ， 所 以 断裂形 式 为 沿 晶界 塑性 断裂 和 沿 晶界脆性 断裂 的混 和 断裂 方 式 图 一 钢第 脆性 区 温 度 范 围较窄是 由于 钢 中固溶 的钥 、 钦 延 迟 了奥 氏体 晶界先共 析铁 素体膜 的形 成 ， 实验 温度 低 于 以 后 ， 钢 中的钦 又促 使铁素体沿 晶界 、 晶 内同时析 出 ， 并且 为 塑性 较好 的等轴铁 素体 ， 从而 避 免 了应力集 中于 先 共析铁素体膜上 而 导致 的脆化 防止 ， 钢产生 表面裂纹 的措施 由热模拟 实验 可 知 ， 一 钢铸坯 的 均 大 于 临界 值 ， 由于 哟 大多依附在 高 温 生成 的 上 析 出 ， 因此 钢 中的析 出物普遍 较粗大 ， 使 一 钢在第班 脆性 区 的脆性显著减 轻 实 际连铸过程 中应创造条件 ， 如减缓冷却速率等 ， 利 用钦 的高温 热力学尽可 能 以 的形 式 析 出 ， 降低 钢 中与 ， 结合 的 氮量 ， 减 少 对钢延 塑性 造成 危 害的 峋 ， 的析 庄 量 ， 也 可 作 为低温 时 哟 等 的析 出核心 ， 使析 出物 尺 寸增 大 ， 数量 降低 ， 改善钢 的延塑性 ℃ 时 ， 伙 殉 尺 寸 减 小 到 平 均 左 右 ， 试样 的 也 降低到 最 低值 ， 因此 ， 实 际 生 产 中 ， 应 针 对这 一 特 点 采 用 合适 的二 冷 温 度 控 制 模 式 ， 使 铸 坯 的矫 直 温 度 低 于 或 高 于 ℃ 这 一钢 的脆性敏 感 温度 ， 以 尽量 减 少角横裂 发 生 的可 能性 一 ℃ 温 度 区 间 ， 含 ， 钢铸坯 中也 会生成微 细 的 哟 析 出物 ， 减 少含 ， 钢铸坯 表 面 裂纹 的重 点也应 放在减轻这 一温 度 区 间的微 细 殉 的析 出上 结论 在 一 ’ 的形变 速 率条件 下 ， 宝钢 生产 的 一 钢连铸坯在熔点 一 ℃ 的温度 区 间存在 两个脆性 区 ， 即熔 点 一 ℃ 的第 工脆性 区 和 一 ℃ 的第 脆性 区 ， 这 个 温度 区 域 内 ， 一 钢 的 一 钢 的第 脆性 区 主要 位于 奥 氏体单相 区低温 域 脆化 的原 因是 细小 卜币 动态 析出物钉扎 在 奥 氏体晶界 和 基 体变 形处 ， 延 迟 了动态再结晶 的进行 ， 促进 了晶界 滑移 ， 降低 了 析 出物 与基 体 的结 合力 ， 促 进 了显微 裂纹 的形 核 和 长大 ， 从而 导致 断裂 一 钢 中的钦 降低 了可 与妮结合 的氮含量 ， 从而减 少 了沿 晶界分布 的 的动态 析 出量 高温 形成 的 随机 分布 的 可 作 为低 温 析 出的 的核 心 ， 促使析 出物变得粗大 ， 减 轻 了 对晶界 的钉扎 作 用 ， 所 以 一 钢 的最低 塑性 值较高 连 铸 过 程 中应 采 用 合 理 的二 冷 温 度 控 制 模 式 ， 以 利 于 钦 在 高温 时 以 的形 式 析 出 ， 减 少微 细 的 伙 峋 的析 出量 此 外 ， 应保证铸坯 的矫 直 温 度低 于 或 高 出 ℃ 这 一钢 的 脆性敏感 温 度 ， 以 尽 量 避 免角 横裂 的发生