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含铌 Q460C 连铸坯高温热塑性研究

卢巧婷，靳芳芳，孙胜英，李朝辉

( 河北钢铁集团 邯钢公司 技术中心，河北 邯郸 056015)

摘 要: 在邯钢 gleeble －3500 热/力模拟试验机上，针对 Q460C 连铸坯进行了高温热塑性测试研究。结果表明: 1 000 ～1 300 ℃为塑性温度区间; 650 ～950 ℃为第Ⅲ脆性温度区，在此区间，沿奥氏体晶界析出膜状铁素体抗拉能力较低，晶界处存在夹杂物及微合金元素的析出物是钢的热塑性降低的主要原因，极易导致连铸坯产生裂纹缺陷。

关 键 词: Q460C 连铸坯; 铌; 高温热塑性; 研究

1 前言

邯钢中厚板含铌 Q460C 钢板经常出现边部裂纹现象，据相关文献指出［1］，含铌钢在连铸过程中，0． 01% 的铌就会诱发裂纹的出现。在连铸过程中，NbC、Nb( NC) 的析出引起钢组织的脆化，是铸坯产生裂纹的内在原因，而在钢的脆性温度区间对铸坯进行矫直是造成裂纹的直接原因。

为掌握含铌钢 Q460C 的高温特性、防止高强度含铌钢产生裂纹缺陷，在邯钢 gleeble － 3500 热/力模拟试验机上，对 Q460C 连铸坯进行了高温热塑性的试验研究。试验是将加工成一定规格的试样加热到特定的温度保温一段时间，然后拉伸直至断裂。待温度降到室温后，测量并计算试样的断面收缩率。断面收缩率越高，表明钢的高温塑性越好，产生裂纹缺陷的机率也就越小。

2 试验方案

2． 1 高温热塑性试样

试验材料为邯钢三炼钢厂生产的 Q460C 铸坯，试样尺寸 Φ 10 mm × 116． 50 mm，两端 15． 25 mm部分有螺纹。

2． 2 高温热塑性试验方案

( 1) 在邯钢 gleeble －3500 热/力模拟试验机上，试样采用水平放置方式，试样夹持好后，试样室抽真空处理，并以 10 ℃ /s 的速度加热至 1 350 ℃并保温1 min，然后以 3 ℃ / s 的速度降到测试温度，保温1 min后，以 ε = 1 × 10－ 3的形变速率对试样进行拉伸直至断裂，温度及形变制度如图 1 所示。

采取的测试温度分别为: 650 ℃、700 ℃、750℃ 、800 ℃ 、850 ℃ 、900 ℃ 、950 ℃ 、1 000 ℃ 、1 100℃ 、1 150 ℃ 、1 200 ℃ 、1 300 ℃ 。

( 2) 试样被拉断以后，立即对断口附近区域大量喷水冷却，以使断口保持原貌。

( 3) 试验过程中，测量拉断部位的截面积，计算断面收缩率( Z) 值，由此来评定连铸坯的高温热塑性。

( 4) 为得到更好的铸坯高温热塑性能曲线，每个温度测试 3 个试样，取其平均值。

3 试验结果与分析

3． 1 Q460C 连铸坯 Z － T 曲线

对试样进行高温热塑性测试后，根据国标对数值进行修约，得到如图 2 所示断面收缩率与变形温度关系。

由文献可知，与 C － Mn 钢相比，含铌钢的延展槽加深加宽，即塑性降低，延展槽的位置向高温端扩展。主要是将再结晶终了温度提高到 1 000 ℃ 附近，NbC、Nb( NC) 沿晶界析出，抑制了钢的动态再结晶。众所周知，动态再结晶是获得晶界迁移驱动力、恢复微裂纹的有效途径，NbC 等的析出使得上述微裂纹无法自我修复，这些微裂纹的扩展延伸破坏了晶粒之间的联系，降低钢的塑性性能。

根据实际经验，通常 Z ＞ 60% 时铸坯不易出现表面裂纹，当 Z ＜60． 0%时铸坯裂纹敏感性升高，因此一般将 Z =60． 0%作为门槛值来划分高塑性和低塑性区的范围。由图 2 发现，1 200 ～ 1 100 ℃ 温度范围内，Q460C 的塑性比较好，断面收缩率为 Z ＞70． 0% ，最好塑性在 1 200 ℃ ，Z = 84． 0% 。当温度降到 950 ℃以下时，断面收缩率逐渐下降，最低值出现在 850 ℃ 时 Z = 18． 0%。在高温端，当加热温度大于 1 200 ℃时，断面收缩率开始下降，1 300 ℃时下降到 62． 5%，但仍大于 60． 0%。故 650 ～ 950 ℃为塑性凹槽区，为第Ⅲ脆性温度区。

3． 2 断口形貌及显微组织分析

3． 2． 1 高塑性断口形貌分析

Q460C 连铸坯在 1 100 ～ 1 200 ℃ 之间为高塑性区范围，断面收缩率 Z 值均在 70． 0% 以上，断口为纤维状，此时拉伸产生了很多韧窝，如图 3 所示。

分析原因是由于较高的变形温度使变形后的奥氏体产生动态再结晶。动态再结晶是通过动态再结晶的晶核形成及其长大来完成的。动态再结晶的晶粒是由低位错密度的再结晶刚刚结束后的晶粒到具有高位错密度的即将开始再结晶之前的晶粒所构成。由于形变的不断进行，再结晶后的每个晶粒仍处于变形状态。在一定变形条件下，当在材料中的储存能积累到足够大，晶界在高温高应变下获得足够的驱动力而发生迁移，此时晶界迁移的速度超过了晶界滑移的速度，使已形成的微裂纹被包围在晶粒中，阻止了裂纹的扩展，致使这些裂纹的聚集和长大不能在晶界上产生。晶内裂纹只能通过裂纹尖端应力集中形成的剪切力横穿整个晶粒并相互连接，才能导致断裂。晶界迁移能够阻断晶界的裂纹，使这些裂纹对晶界也产生拖拽力，而“捕获”正在迁移的晶界。如果捕获频率或裂纹拖拽力大，即使在变形初期原 γ 晶界面从发生的裂纹处移开，最终仍会发生晶间断裂。为抵消脆化，晶界迁移的驱动力需要比裂纹的拖拽力高许多，而高温有利于晶界的迁移，故此温度区表现为塑形良好的穿晶断裂。另外，由于奥氏体晶粒比较细小，有利于塑性的提高。

3． 2． 2 脆性温度区 800℃ 显微组织分析

使用 4%硝酸酒精侵蚀试样，然后使用 LEICAQ550MW 型图像分析仪观察组织，得到的组织如图4 所示。由图 4 可知，Q460C 钢的显微组织为贝氏体 + 网状铁素体。试样断口磨平抛光后，800 ℃ 拉伸后得到的组织为先共析网状铁素体和贝氏体，先共析铁素体在奥氏体晶界处形成，试样拉断后快速冷却奥氏体进一步转变为贝氏体。这些先共析网状铁素体构成了初始裂纹源，故 800 ℃拉伸时断面收缩率较低，出现脆化现象。

3． 2． 3 脆性温度区 800 ℃ 断口形貌分析

800 ℃ 试样在电镜下的断口组织见图 5。由图5 可以看出，该温度区间的断口形貌呈冰糖状，为典型沿晶断裂裂口，断裂周围基本上没有发生塑性变形，表现出极低的塑性。随着温度的降低，奥氏体晶界开始有细微铁素体析出，并逐渐向奥氏体内部发展。拉伸变形时由于铁素体相的强度只是奥氏体相的 1/4，应力下变形主要集中在奥氏体分布的铁素体相中，当应力超过晶界铁素体相所能承受的强度时，在铁素体中便产生空洞。当发生滑移时，晶界处的形变与晶内的形变不能协调时，在晶界处就会形成微裂纹。尤其当晶界处存在偏析元素及( Mn、Fe) S、CaS 等夹杂物时，晶界处的结合力显得更为薄弱，最终产生沿晶脆性断裂。同时，含铌钢中 Nb( C，N) 的析出则进一步降低了断面收缩率［2］。

4 结语

( 1) 利用邯钢 gleeble －3500 热/力模拟试验机，在 ε =1 ×10－3的形变速率下，得到了 Q460C 连铸坯的 Z － T 曲线。结果显示在 1 000 ～1 300 ℃范围内具有较好的延塑性，断面收缩率 Z ＞ 60． 0%; 在 950～ 650 ℃ 范围内为第Ⅲ脆性区间，断面收缩率 Z =37． 0% ～ 45． 0% ，最低值为 850 ℃ 时的 18． 0% 。

 2) 在 Q460C 钢第Ⅲ脆性区，沿奥氏体晶界析出的铁素体膜抗拉能力较低，尤其当晶界处存在夹杂物以及微合金元素的析出时，在外力作用下容易产生裂纹和空隙，使得钢的热塑性降低。

( 3) Q460C 连铸坯矫直温度应高于第Ⅲ脆性区下限温度点( 950 ℃) ，一般采用弱冷提高铸坯矫直温度，从而避免和消除裂纹的产生及扩展。

参 考 文 献

［1］   D． N． 克劳瑟． 微合金化元素对连铸裂纹的影响［J］． 钢铁钒钛，2002，( 1) : 66．

［2］   王生朝，赵刚，鲍思前，等． 含铌微合金高强度钢 Q345C 连铸坯的热塑性［J］． 钢铁，2012，( 1) : 74 ～77．