含钛微合金钢的高温热塑性及断裂机理

工程科学学报，第38卷，第6期：805811,2016年6月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.6:805-811,June 2016 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2016.06.009:http://journals.ustb.edu.cn 含钛微合金钢的高温热塑性及断裂机理 杨小刚”，张立峰)四，任英”，李树森》，李明) 1)北京科技大学治金与生态工程学院，北京1000832)首钢股份公司迁安钢铁公司，迁安064404 ☒通信作者，E-mail:zhanglifeng(@ustb.edu.cn 摘要运用Gleeble1500热模拟机对600~1350℃温度范围内SS400B钢加入钛后的高温力学性能进行测试，对断口形貌 及低倍组织进行扫描电镜观察，研究其断裂机理及影响因素.利用热力学软件Factsage对不同钛含量条件下第二相粒子的析 出情况进行计算分析.结果表明，在实验温度范围内测试试样的断面收缩率均超过了45%：在高温区生成的铝钛氧化物可作 为塑坑的形核核心，促进延性断裂的发生：同时由于铝钛氧化物、氮化钛的生成，降低了对钢塑性有害的氮化铝生成：沿晶铁 素体和沿晶渗碳体的生成恶化钢的塑性，促进沿品脆性断裂的发生 关键词低合金钢：热塑性：断裂机理：第二相粒子 分类号TG142.33 Hot ductility and fracture mechanism of a Ti-bearing microalloyed steel YANG Xiao-gang",ZHANG Li-feng,REN Ying,LI Shu-sen2,LI Ming?) 1)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Qian'an Steelmaking Co.Lid.,Shougang Group,Qian'an 064404,China Corresponding author,E-mail:zhanglifeng@ustb.edu.cn ABSTRACT The hot ductility of a Ti-bearing microalloyed steel was studied at temperatures of 600 to 1350C by a thermal simulator Gleeble 1500.The fracture morphology and microstructure were observed by scanning electron microscopy and optical microscopy.The precipitate behavior of second phase particles was calculated by the thermodynamic software Factsage.The hot ductility curve shows that SS400B steel with additional titanium has very good hot ductility during all the tested temperature range,and all the values of reduction in area are larger than 45%.Al,Ti,O.generation at high temperature can act as nucleation sites for dimples to promote the ductile fracture.The amount of detrimental AlN can be reduced due to the formation of Al,Ti,O,and TiN.Intergranular ferrite and cementite promote the intergranular brittle fracture. KEY WORDS low alloyed steel;hot ductility:fracture mechanisms:second phase particles 微合金钢的主要特点是钢中添加微合金元素，如钢厂的一大难题，随着生产率的提高与热送热轧率增 钒和铌，这些合金元素的碳氮化物可用于调节形变奥加的要求，铸坯角部横裂纹成为影响连铸生产顺行的 氏体的再结晶行为和阻止晶粒长大，间接起到细化晶 重要因素，铸坯角部横裂纹的防止越来越被重视.目 粒的作用，并对基体产生沉淀强化，从而提高钢材的强 前国内外控制角部横裂纹最主要的方法为在连铸过程 度和韧性.但是，若控制不好，氮化铝和钒、铌的碳氮 中保证弯曲段和矫直段铸坯角部温度避开钢种的第Ⅲ 化物大量在晶界析出，会降低钢的塑性，促使连铸坯的 脆性区-，其原理为保证铸坯角部在受拉应力的温 表面裂纹发生率显著升高”. 度区间内具有良好的热塑性，从而不易于裂纹的发生. 微合金钢铸坯角部横裂纹长期以来一直是国内外 为了获得钢种在不同温度下的热塑性，众多学者对不 收稿日期：2015-0605 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51274034,51334002,51404019)

工程科学学报，第 38 卷，第 6 期: 805--811，2016 年 6 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 6: 805--811，June 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 06． 009; http: / /journals． ustb． edu． cn 含钛微合金钢的高温热塑性及断裂机理 杨小刚1) ，张立峰1) ，任 英1) ，李树森2) ，李 明2) 1) 北京科技大学冶金与生态工程学院，北京 100083 2) 首钢股份公司迁安钢铁公司，迁安 064404  通信作者，E-mail: zhanglifeng@ ustb． edu． cn 摘 要 运用 Gleeble 1500 热模拟机对 600 ～ 1350 ℃温度范围内 SS400B 钢加入钛后的高温力学性能进行测试，对断口形貌 及低倍组织进行扫描电镜观察，研究其断裂机理及影响因素． 利用热力学软件 Factsage 对不同钛含量条件下第二相粒子的析 出情况进行计算分析． 结果表明，在实验温度范围内测试试样的断面收缩率均超过了 45% ; 在高温区生成的铝钛氧化物可作 为塑坑的形核核心，促进延性断裂的发生; 同时由于铝钛氧化物、氮化钛的生成，降低了对钢塑性有害的氮化铝生成; 沿晶铁 素体和沿晶渗碳体的生成恶化钢的塑性，促进沿晶脆性断裂的发生． 关键词 低合金钢; 热塑性; 断裂机理; 第二相粒子 分类号 TG142. 33 Hot ductility and fracture mechanism of a Ti-bearing microalloyed steel YANG Xiao-gang1) ，ZHANG Li-feng1)  ，ＲEN Ying1) ，LI Shu-sen2) ，LI Ming2) 1) School of Metallurgical and Ecological Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Qian’an Steelmaking Co． Ltd． ，Shougang Group，Qian’an 064404，China  Corresponding author，E-mail: zhanglifeng@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The hot ductility of a Ti-bearing microalloyed steel was studied at temperatures of 600 to 1350 ℃ by a thermal simulator Gleeble 1500． The fracture morphology and microstructure were observed by scanning electron microscopy and optical microscopy． The precipitate behavior of second phase particles was calculated by the thermodynamic software Factsage． The hot ductility curve shows that SS400B steel with additional titanium has very good hot ductility during all the tested temperature range，and all the values of reduction in area are larger than 45% ． AlxTiyOz generation at high temperature can act as nucleation sites for dimples to promote the ductile fracture． The amount of detrimental AlN can be reduced due to the formation of Alx TiyOz and TiN． Intergranular ferrite and cementite promote the intergranular brittle fracture． KEY WOＲDS low alloyed steel; hot ductility; fracture mechanisms; second phase particles 收稿日期: 2015--06--05 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51274034，51334002，51404019) 微合金钢的主要特点是钢中添加微合金元素，如 钒和铌，这些合金元素的碳氮化物可用于调节形变奥 氏体的再结晶行为和阻止晶粒长大，间接起到细化晶 粒的作用，并对基体产生沉淀强化，从而提高钢材的强 度和韧性． 但是，若控制不好，氮化铝和钒、铌的碳氮 化物大量在晶界析出，会降低钢的塑性，促使连铸坯的 表面裂纹发生率显著升高［1］． 微合金钢铸坯角部横裂纹长期以来一直是国内外 钢厂的一大难题，随着生产率的提高与热送热轧率增 加的要求，铸坯角部横裂纹成为影响连铸生产顺行的 重要因素，铸坯角部横裂纹的防止越来越被重视． 目 前国内外控制角部横裂纹最主要的方法为在连铸过程 中保证弯曲段和矫直段铸坯角部温度避开钢种的第Ⅲ 脆性区［2--4］，其原理为保证铸坯角部在受拉应力的温 度区间内具有良好的热塑性，从而不易于裂纹的发生． 为了获得钢种在不同温度下的热塑性，众多学者对不

·806· 工程科学学报，第38卷，第6期 同成分条件下的连铸坯进行高温力学性能测试研 微观组织进行分析，阐释实验钢种的高温拉伸断裂 究可，探讨不同合金元素如钒、铌、钛和铝对钢种的 机理 热塑性能的影响. 1 本文以SS400B钢为研究对象，研究加钛后钢铸坯 实验材料及方法 的高温塑性变化规律及其影响因素，以便有针对性地 实验材料为某钢厂生产的SS400B钢加钛后连 采取对策防止和减轻铸坯表面角部横裂纹.笔者对高 铸坯，其化学成分如表1所示.实验试样尺寸为 温力学性能测试试样断面收缩率、断口形貌、断口附近 中10mm×120mm. 表1实验用钢化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of experimental steel 号 C Si Mn B Ni Cr Cu Alt 0.164 0.18 0.37 0.013 0.0063 0.006 0.019 0.009 0.0184 Als Ca Mo Nb i Sn N 0.0174 0.0005 0.002 0.003 0.00137 0.003 0.0174 0.0011 0.003 采用Gleeble-1500热模拟试验机对600~1350℃ SS4O0B钢加钛后的热塑性曲线及张宏艳等u和 温度范围内SS4O0B钢加钛后的热塑性进行研究.具 王炜等网在相同测试条件下所测得的实验结果如图1 体过程为在氩气保护条件下，将试样以20℃·s的速 所示.从图1中可以看出：SS400B钢加钛后的热塑性 度加热至1350℃，保温3min,然后以3℃·s的冷却 曲线在700~950℃之间出现一个塑性凹槽.随着温度 速率冷却至实验温度，保温1min后以103s1的应变 的降低，试样的断面收缩率逐渐降低，在800~840℃ 速率进行拉伸试验.试样拉断后，迅速大量喷水冷却 之间，试样的断面收缩率降低幅度非常大，每20℃的 以保留高温下断口形貌和金相特征.测试的具体温度 平均降低幅度为11.6%，当温度降低至800℃时试样 点为600、650、700、750、775、800、820、840、860、880、 的断面收缩率达到极小值，为45.5%，即钢种的整体 900、950、1000、1100、1200、1300和1350℃. 塑性良好，在实验温度范围内试样的断面收缩率均超 实验结束后测量试样的断口直径变化并计算出不 过45%：随着温度的继续降低，试样的断面收缩率逐 同测试温度下试样的断面收缩率：然后运用扫描电子 渐回升，在750~775℃之间发生跃迁，升高幅度达 显微镜观察分析试样的断口形貌及断口附近处的成 27.3% 分；最后将拉断的试样沿纵向切开，磨抛后运用饱和苦 味酸进行浸蚀，浸蚀完后在光学显微镜下观察断口附 100 90 近的低倍组织. 80 2实验结果与分析 70 60 2.1热塑性曲线 50 SS400B钢加钛后铸坯试样的高温断面收缩率与 40 温度的关系如图1所示.断面收缩率是连铸坯试样在 30 ·-SS400B+Ti 进行热拉伸试验断裂之后，断口缩小的面积占原面积 20 ·-SS400B14 10 -SS400B03 的百分数，是衡量铸坯塑性好坏的重要指标.断面收 缩率的大小反映了铸坯在连铸高温过程中的韧性能 0060070080090010001100120013001400 温度℃ 力，即铸坯在高温下发生塑性变形能力的大小.断面 图1SS400B钢加钛前后热塑性曲线对比 收缩率值越大，说明铸坯受外力作用不产生裂纹的可 Fig.1 Hot ductility change of SS400B steel before and after titanium 能性越大.Mintz,Suzuki,Won等人s8o研究表明，从 addition 钢的凝固温度到600℃存在三个脆性温度区，即熔点 ~1200℃的第I脆性温度区、1200~900℃的第Ⅱ脆 SS400B钢不加钛的高温热塑性曲线显示，加钛前 性温度区和900~600℃的第Ⅲ脆性温度区.其中第Ⅲ 钢的热塑在700~900℃温度区间更差.根据Mintz国 脆性温度区在连铸过程中控制角横裂纹的发生方面起 的研究，当断面收缩率值低于40%时，连铸坯容易发 着至关重要的作用，而第Ⅱ脆性域只在应变速率大于 生角部横裂纹，以此作为评判连铸过程中控制连铸坯 102s时出现.对于本文研究的试样，在拉伸试验中 角部温度应该避开的脆性温度区间的依据：即可知在 采用较低应变速率，没有出现第Ⅱ脆性区. 不加钛之前，SS400B钢在连铸弯曲和矫直过程中应通

工程科学学报，第 38 卷，第 6 期 同成分条件下的连铸坯进行高温力学性能测试研 究［5--7］，探讨不同合金元素如钒、铌、钛和铝对钢种的 热塑性能的影响． 本文以 SS400B 钢为研究对象，研究加钛后钢铸坯 的高温塑性变化规律及其影响因素，以便有针对性地 采取对策防止和减轻铸坯表面角部横裂纹． 笔者对高 温力学性能测试试样断面收缩率、断口形貌、断口附近 微观组织进行分析，阐释实验钢种的高温拉伸断裂 机理． 1 实验材料及方法 实验材料为某钢厂生 产 的 SS400B 钢 加 钛 后 连 铸 坯，其 化 学 成 分 如 表 1 所 示． 实 验 试 样 尺 寸 为 10 mm × 120 mm． 表 1 实验用钢化学成分 ( 质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental steel % C Si Mn P S Ni Cr Cu Alt 0. 164 0. 18 0. 37 0. 013 0. 0063 0. 006 0. 019 0. 009 0. 0184 Als Ca Mo V B Nb Ti Sn N 0. 0174 0. 0005 0. 002 0. 003 0. 00137 0. 003 0. 0174 0. 0011 0. 003 采用 Gleeble-1500 热模拟试验机对 600 ～ 1350 ℃ 温度范围内 SS400B 钢加钛后的热塑性进行研究． 具 体过程为在氩气保护条件下，将试样以 20 ℃·s － 1的速 度加热至 1350 ℃，保温 3 min，然后以 3 ℃·s － 1的冷却 速率冷却至实验温度，保温 1 min 后以 10 － 3 s － 1的应变 速率进行拉伸试验． 试样拉断后，迅速大量喷水冷却 以保留高温下断口形貌和金相特征． 测试的具体温度 点为 600、650、700、750、775、800、820、840、860、880、 900、950、1000、1100、1200、1300 和 1350 ℃ ． 实验结束后测量试样的断口直径变化并计算出不 同测试温度下试样的断面收缩率; 然后运用扫描电子 显微镜观察分析试样的断口形貌及断口附近处的成 分; 最后将拉断的试样沿纵向切开，磨抛后运用饱和苦 味酸进行浸蚀，浸蚀完后在光学显微镜下观察断口附 近的低倍组织． 2 实验结果与分析 2. 1 热塑性曲线 SS400B 钢加钛后铸坯试样的高温断面收缩率与 温度的关系如图 1 所示． 断面收缩率是连铸坯试样在 进行热拉伸试验断裂之后，断口缩小的面积占原面积 的百分数，是衡量铸坯塑性好坏的重要指标． 断面收 缩率的大小反映了铸坯在连铸高温过程中的韧性能 力，即铸坯在高温下发生塑性变形能力的大小． 断面 收缩率值越大，说明铸坯受外力作用不产生裂纹的可 能性越大． Mintz，Suzuki，Won 等人［6，8--10］研究表明，从 钢的凝固温度到 600 ℃ 存在三个脆性温度区，即熔点 ～ 1200 ℃的第Ⅰ脆性温度区、1200 ～ 900 ℃ 的第Ⅱ脆 性温度区和 900 ～ 600 ℃的第Ⅲ脆性温度区． 其中第Ⅲ 脆性温度区在连铸过程中控制角横裂纹的发生方面起 着至关重要的作用，而第Ⅱ脆性域只在应变速率大于 10 － 2 s － 1时出现． 对于本文研究的试样，在拉伸试验中 采用较低应变速率，没有出现第Ⅱ脆性区． SS400B 钢加钛后的热塑性曲线及张宏艳等［11］和 王炜等［12］在相同测试条件下所测得的实验结果如图 1 所示． 从图 1 中可以看出: SS400B 钢加钛后的热塑性 曲线在 700 ～ 950 ℃之间出现一个塑性凹槽． 随着温度 的降低，试样的断面收缩率逐渐降低，在 800 ～ 840 ℃ 之间，试样的断面收缩率降低幅度非常大，每 20 ℃ 的 平均降低幅度为 11. 6% ，当温度降低至 800 ℃ 时试样 的断面收缩率达到极小值，为 45. 5% ，即钢种的整体 塑性良好，在实验温度范围内试样的断面收缩率均超 过 45% ; 随着温度的继续降低，试样的断面收缩率逐 渐回升，在 750 ～ 775 ℃ 之 间 发 生 跃 迁，升 高 幅 度 达 27. 3% ． 图 1 SS400B 钢加钛前后热塑性曲线对比 Fig． 1 Hot ductility change of SS400B steel before and after titanium addition SS400B 钢不加钛的高温热塑性曲线显示，加钛前 钢的热塑在 700 ～ 900 ℃温度区间更差． 根据 Mintz［13］ 的研究，当断面收缩率值低于 40% 时，连铸坯容易发 生角部横裂纹，以此作为评判连铸过程中控制连铸坯 角部温度应该避开的脆性温度区间的依据; 即可知在 不加钛之前，SS400B 钢在连铸弯曲和矫直过程中应通 · 608 ·

杨小刚等：含钛微合金钢的高温热塑性及断裂机理 807 过调节连铸坯的冷却条件来控制角部温度避开741~ 140 846℃，而加钛后钢种的塑性整体均高于40%，即加钛 600℃ 后在所有第Ⅲ脆性温度区间内连铸坯的角部横裂纹发 100 生率均非常低，这意味着无需调节连铸坯的冷却条件 700℃ 来控制角部温度避开敏感温度区间，即加钛可对 80 SS400B钢连铸坯角横裂纹的控制发生质变.加钛前 60 340℃800℃ 900℃ 后，钢种的塑性凹槽大小有所变化，凹槽的位置并未发 40 生移动，断面收缩率最小值均出现在800℃左右 1000℃ 20 950℃ 1100℃ 2.2应力一应变曲线 1200C 0.02 0.04 0.06 0.080.10 0.12 SS400B钢加钛后在不同温度下的应力-应变曲线 应变 如图2所示.随着温度的降低，应力逐渐增大，应变逐 图2SS400B+T钢不同温度条件下的应力-应变曲线 渐减小.我们知道，试样在拉伸过程中影响试样软化 Fig.2 Stress-strain curves of SS400B steel with titanium addition at 的影响因素主要为测试温度和变形速率。在低温区， different temperatures 试样中发生的软化是微量的，正如在700℃时试样发 生的应变值是最小的：而在900℃和950℃时试样发生 响的.粒子成分见图4.该成分条件下主要为低熔点 的应变发生跃迁，试样的应变大幅度增大，这是因为在 物质，粒子的尺寸大小有差异，小的在10μm以内， 试样中发生动态再结晶，而与图1中的热塑性曲线 大的可超过100m,当温度达到其熔点时它们就融化 对比可知，在此温度条件下试样的断面收缩率也发生 成液相，拉伸变形过程中就会裂开，产生热脆.从试样 大幅度增大，钢的塑性非常好 的断面收缩率值来看，硅锰铝氧化物会对钢种的塑性 2.3断口形貌 带来一定影响，但影响幅度较小，断面收缩率超过 不同温度下典型断口形貌观察结果如图3所示. 90%. 图3(a)所示1000℃的试样断口为完全塑性变形：在 图3(b)和(d)所示900℃和700℃的试样断口均 较为平滑的断口表面分布着大量的近球形硅锰铝氧化 为穿晶延性断裂，在试样中有大量不同尺寸、不同深度 物粒子，对于硅锰脱氧钢，常常通过控制生成硅锰铝氧 的塑坑存在，在塑坑中发现有近球形的第二相粒子，粒 化物来避免生成固态A山，0，夹杂物带来的不利影 子的主要成分如图5所示，主要为高钛低铝的铝钛氧 (a) 506 28k 55sE1 图3拉伸试样的断口形貌.(a)1000℃：(b)900℃：(c)800℃：(d)700℃ Fig.3 Fracture morphologies of tensile test samples:(a)l000℃；(b)900℃：(c)800℃；(d)700℃

杨小刚等: 含钛微合金钢的高温热塑性及断裂机理 过调节连铸坯的冷却条件来控制角部温度避开 741 ～ 846 ℃，而加钛后钢种的塑性整体均高于 40% ，即加钛 后在所有第Ⅲ脆性温度区间内连铸坯的角部横裂纹发 生率均非常低，这意味着无需调节连铸坯的冷却条件 来控制 角 部 温 度 避 开 敏 感 温 度 区 间，即 加 钛 可 对 SS400B 钢连铸坯角横裂纹的控制发生质变． 加钛前 后，钢种的塑性凹槽大小有所变化，凹槽的位置并未发 生移动，断面收缩率最小值均出现在 800 ℃左右． 2. 2 应力--应变曲线 图 3 拉伸试样的断口形貌． ( a) 1000 ℃ ; ( b) 900 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 700 ℃ Fig． 3 Fracture morphologies of tensile test samples: ( a) 1000 ℃ ; ( b) 900 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 700 ℃ SS400B 钢加钛后在不同温度下的应力--应变曲线 如图 2 所示． 随着温度的降低，应力逐渐增大，应变逐 渐减小． 我们知道，试样在拉伸过程中影响试样软化 的影响因素主要为测试温度和变形速率． 在低温区， 试样中发生的软化是微量的，正如在 700 ℃ 时试样发 生的应变值是最小的; 而在900 ℃和950 ℃时试样发生 的应变发生跃迁，试样的应变大幅度增大，这是因为在 试样中发生动态再结晶［14］，而与图 1 中的热塑性曲线 对比可知，在此温度条件下试样的断面收缩率也发生 大幅度增大，钢的塑性非常好． 2. 3 断口形貌 不同温度下典型断口形貌观察结果如图 3 所示． 图 3( a) 所示 1000 ℃ 的试样断口为完全塑性变形; 在 较为平滑的断口表面分布着大量的近球形硅锰铝氧化 物粒子，对于硅锰脱氧钢，常常通过控制生成硅锰铝氧 化物 来 避 免 生 成 固 态 Al2 O3 夹杂 物 带 来 的 不 利 影 图 2 SS400B + Ti 钢不同温度条件下的应力--应变曲线 Fig． 2 Stress--strain curves of SS400B steel with titanium addition at different temperatures 响［15］． 粒子成分见图 4． 该成分条件下主要为低熔点 物质［16］，粒子的尺寸大小有差异，小的在 10 μm 以内， 大的可超过 100 μm，当温度达到其熔点时它们就融化 成液相，拉伸变形过程中就会裂开，产生热脆． 从试样 的断面收缩率值来看，硅锰铝氧化物会对钢种的塑性 带来一 定 影 响，但 影 响 幅 度 较 小，断 面 收 缩 率 超 过 90% ． 图 3( b) 和( d) 所示 900 ℃和 700 ℃ 的试样断口均 为穿晶延性断裂，在试样中有大量不同尺寸、不同深度 的塑坑存在，在塑坑中发现有近球形的第二相粒子，粒 子的主要成分如图 5 所示，主要为高钛低铝的铝钛氧 · 708 ·

·808· 工程科学学报，第38卷，第6期 元素 原子数分数/% 点1 点2 点3 0 69.67 69.86 69.44 Al 1.22 1.20 1.81 Si 14.24 13.22 14.37 Mn 11.04 8.94 11.79 Fe X 6.78 2.59 3355SE1 图41000℃试样断口表面第二相粒子成分 Fig.4 SEM back scatter image and composition of precipitates in the sample tested at 1000 C 元素 原子数分数/% 齿1 点2 点3 63.93 67.18 61.80 Al 2.14 2.81 2.78 T置 30.61 28.05 29.07 Fe 3.31 1.96 6.34 图5塑坑处第二相粒子成分 Fig.5 SEM image and composition of precipitates in dimples 化物.以第二相粒子为核心形成塑坑的示意图如图6 为塑坑的核心，另一方面该粒子的生成可一定程度上 所示，主要分为如下三个过程m: 降低钢中铝含量，使钢中可以与氮结合生成氮化铝的 (1)在沉淀相或夹杂物与金属的界面上形成 铝减少：氮化铝分布于晶界内可促进晶界滑移，引起沿 裂纹： 晶脆性断裂的发生，即氮化铝的存在会严重恶化钢的 (2)由这些初始裂纹形成沿拉伸方向伸长的 热塑性3，.孙齐松等回的实验结果表明，SS400钢 空洞； 在775~875℃范围内试样的断口均为沿晶脆性断裂. (3)这些孔洞连接导致断裂. 本文加入钛后的试样主要发生穿晶延性断裂，试样的 第二相粒子使解理脆性断裂容易受阻，主要原因 断裂方式发生改变.运用热力学计算软件Factsage对 是彼此靠近的粒子通过形成孔洞使应力集中得到弛 不同钛含量条件下第二相粒子生成情况进行分析，具 豫叼.实验试样断口中发现的铝钛氧化物不仅能作 体结果如图7所示.计算成分条件与实验钢种的成分 条件相同，只变化钛含量，可知在不加钛的条件下，会 有大量的氮化铝生成：随着钛含量的增加，会生成铝钛 孔 第二相 氧化物和氮化钛，在与本实验试样成分完全一致的条 粒子 件下（图7（©）)，仅有少量氮化铝生成，并伴有大量的 90006 孔洞连 接断裂 氮化钛生成，铝钛氧化物由高钛低铝组成，与观察结果 一致；若进一步增加钛含量，能完全避免氮化铝生成. 总而言之，钢中加入钛后，铝钛氧化物可作为塑坑的核 心，促进延性断裂的发生，同时降低了氮化铝带来的危 原始状态 拉伸变形 变形断裂 害，消除沿晶断裂的发生 图6延性断裂形成塑坑示意图 图3(c)所示800℃试样断口主要以沿晶脆性断 Fig.6 Schematic illustration for the forming of ductile fracture 裂为主，可观察到显著的晶界面，而在本温度下试样的

工程科学学报，第 38 卷，第 6 期 图 4 1000 ℃试样断口表面第二相粒子成分 Fig． 4 SEM back scatter image and composition of precipitates in the sample tested at 1000 ℃ 图 5 塑坑处第二相粒子成分 Fig． 5 SEM image and composition of precipitates in dimples 化物． 以第二相粒子为核心形成塑坑的示意图如图 6 所示，主要分为如下三个过程［17］: 图 6 延性断裂形成塑坑示意图 Fig． 6 Schematic illustration for the forming of ductile fracture ( 1) 在沉淀相或夹杂物与金属的界面上形成 裂纹; ( 2) 由这些初始裂纹形成沿拉伸方向伸长的 空洞; ( 3) 这些孔洞连接导致断裂． 第二相粒子使解理脆性断裂容易受阻，主要原因 是彼此靠近的粒子通过形成孔洞使应力集中得到弛 豫［17］． 实验试样断口中发现的铝钛氧化物不仅能作 为塑坑的核心，另一方面该粒子的生成可一定程度上 降低钢中铝含量，使钢中可以与氮结合生成氮化铝的 铝减少; 氮化铝分布于晶界内可促进晶界滑移，引起沿 晶脆性断裂的发生，即氮化铝的存在会严重恶化钢的 热塑性［13，18］． 孙齐松等［2］ 的实验结果表明，SS400 钢 在 775 ～ 875 ℃范围内试样的断口均为沿晶脆性断裂． 本文加入钛后的试样主要发生穿晶延性断裂，试样的 断裂方式发生改变． 运用热力学计算软件 Factsage 对 不同钛含量条件下第二相粒子生成情况进行分析，具 体结果如图 7 所示． 计算成分条件与实验钢种的成分 条件相同，只变化钛含量，可知在不加钛的条件下，会 有大量的氮化铝生成; 随着钛含量的增加，会生成铝钛 氧化物和氮化钛，在与本实验试样成分完全一致的条 件下( 图 7( c) ) ，仅有少量氮化铝生成，并伴有大量的 氮化钛生成，铝钛氧化物由高钛低铝组成，与观察结果 一致; 若进一步增加钛含量，能完全避免氮化铝生成． 总而言之，钢中加入钛后，铝钛氧化物可作为塑坑的核 心，促进延性断裂的发生，同时降低了氮化铝带来的危 害，消除沿晶断裂的发生． 图 3( c) 所示 800 ℃ 试样断口主要以沿晶脆性断 裂为主，可观察到显著的晶界面，而在本温度下试样的 · 808 ·

杨小刚等：含钛微合金钢的高温热塑性及断裂机理 809· 0.030 0.030 (a) (b) 0.025 0.025 中 0.020 0.020 AL,0,(64 ALO,(s4) 0.015 0.015 SLAGA#I MnS(s) MnS(s) 0.010 0.010 Ti,N.(FCC.#2) 0.005 AIN(s) 0.005 AIN(s) TiO.(SMCAm 600 800 10001200 1400 16001800 800 10001200 1400 16001800 温度/℃ 温度/℃ 0.030 0.030 (c) (d) 0.025 0.025 Ti,N.(FCC.#2) 0.020 SLAGA#1 0.020 SLAGA#I ALO.(s4) ALO,(s4) 0.015 Ti.N,(FCC.#2 0.015 TiO.(SDAGA) 0.010 0.010 MnS(s) MnS(s) 0.005 TiO.(SLACABI 0.005 AIN(s) ALO (SLAGA钟) 800 100012001400 16001800 800100012001400 1600 1800 温度℃ 温度/℃ 图7不同T/A质量比条件下第二相粒子生成情况.(a)0:(b)13:(c)11:(d)31 Fig.7 Effect of Ti/Al mass ratio on the formation of precipitates:(a)0:(b)1/3:(c)1/1:(d)3/1 断面收缩率值也是最低的，由后续分析可知主要原因 隐性断装区 为沿晶铁素体、渗碳体的生成恶化了钢的塑性 2.4断口微观组织分析 800~900℃温度范围内的测试试样均发生缩颈 粗性变形区 现象，典型拉伸试样照片如图8所示.沿长度方向将 图8典型拉伸试样照片 试样平均切开，磨抛后利用4%苦味酸进行浸蚀，浸蚀 Fig.8 Photo of a typical tested sample 后对图8所示的脆性断裂区、塑性变形区的微观组织 进行对比分析. 组织，图9可见均匀分布的铁素体沿拉伸方向被拉长， 800℃测试试样被浸蚀后纵截面组织图如图9所 发生较大塑性变形.铁素体均匀分布时钢的断面收缩 示.在试样断口附近的脆性断裂区有沿晶铁素体和大 率值比仅有沿晶铁素体存在时要高阿，这是因为铁素 量沿晶粒子的生成，沿晶粒子的成分见图10，主要为 体的强度仅为奥氏体的1/4，当铁素体只在晶界分布 渗碳体；在塑性变形区组织主要为均匀分布的铁素体 时，试样在受力过程中容易在晶界的铁素体上发生应 (a) (b) 沿品铁素件 500m 500m 图9800℃试样中的组织.(a)脆性断裂区：(b)塑性变形区 Fig.9 Microstructures of the sample tested at 800C:(a)brittle fracture zone:(b)plastic deformation zone

杨小刚等: 含钛微合金钢的高温热塑性及断裂机理 图 7 不同 Ti /Al 质量比条件下第二相粒子生成情况． ( a) 0; ( b) 1 /3; ( c) 1 /1; ( d) 3 /1 Fig． 7 Effect of Ti /Al mass ratio on the formation of precipitates: ( a) 0; ( b) 1 /3; ( c) 1 /1; ( d) 3 /1 断面收缩率值也是最低的，由后续分析可知主要原因 为沿晶铁素体、渗碳体的生成恶化了钢的塑性． 图 9 800 ℃ 试样中的组织． ( a) 脆性断裂区; ( b) 塑性变形区 Fig． 9 Microstructures of the sample tested at 800 ℃ : ( a) brittle fracture zone; ( b) plastic deformation zone 2. 4 断口微观组织分析 800 ～ 900 ℃ 温度范围内的测试试样均发生缩颈 现象，典型拉伸试样照片如图 8 所示． 沿长度方向将 试样平均切开，磨抛后利用 4% 苦味酸进行浸蚀，浸蚀 后对图 8 所示的脆性断裂区、塑性变形区的微观组织 进行对比分析． 800 ℃测试试样被浸蚀后纵截面组织图如图 9 所 示． 在试样断口附近的脆性断裂区有沿晶铁素体和大 量沿晶粒子的生成，沿晶粒子的成分见图 10，主要为 渗碳体; 在塑性变形区组织主要为均匀分布的铁素体 图 8 典型拉伸试样照片 Fig． 8 Photo of a typical tested sample 组织，图 9 可见均匀分布的铁素体沿拉伸方向被拉长， 发生较大塑性变形． 铁素体均匀分布时钢的断面收缩 率值比仅有沿晶铁素体存在时要高［19］，这是因为铁素 体的强度仅为奥氏体的 1 /4，当铁素体只在晶界分布 时，试样在受力过程中容易在晶界的铁素体上发生应 · 908 ·