CSP板坯_Q235B_高温力学性能试验研究_吴光亮

第41卷　第5期　2006年5月
钢铁
Iron and Steel
　Vo l.41,N o.5
M ay 2006
CSP 板坯(Q235B )高温力学性能试验研究
吴光亮1,3,　孙彦辉2,　周春泉1,　蔡开科2,　李正邦3
(1.涟源钢铁集团有限公司总工办,湖南娄底417009;
2.北京科技大学冶金学院,北京100083;
3.钢铁研究总院工艺所,北京100081)
摘　要:采用G leeble1500对CSP 连铸坯(Q 235B )进行了热模拟研究;分析了试验温度为800、900、1100℃的横、纵向试样的组织和断口形貌及晶界的元素偏析和夹杂物。

结果表明:CSP 生产的Q 235B 连铸坯在600～1320℃间存在2个脆性温度区,即1320～1200℃的第Ⅰ脆性温度区域和600～1000℃的第Ⅲ脆性温度区域;在1000～1200℃温度范围内,Q 235B 钢具有良好的塑性。

而在800℃时试样的Z 值为8.46%。

Q 235B 钢的第Ⅲ类脆性区的脆化原因:一方面是形变诱导铁素体呈网状析出,产生应力集中;另一方面是奥氏体低温区域发生的氮化物(A lN )析出产生的晶界脆化。

A lN 在奥氏体晶界的析出,在拉伸力的作用下易形成应力集中源,使空洞形成、长大并聚集,是铸坯裂纹源。

关键词:CSP 板坯;Q 235B ;高温力学性能;扫描电镜
中图分类号:TG 113.25 文献标识码:A 文章编号:0449-749X (2006)05-0073-05
Study on High Temperature Mechanical
Properties of CSP Q235B Slab
W U Guang -liang 1,3,　S UN Yan -hui 2,　ZH OU Chun -quan 1,　CAI Kai -ke 2,　LI Zheng -bang 3
(1.Chief Enginee r Office ,Liany uan I ron and Steel G ro up Co.L td.,L oudi 417009,Hunan ,China ;
2.M e tallurgy Scho ol ,U niver sity o f Science and Technolo gy Beijing ,Beijing 100083,China ;
3.T echno log y Re sear ch Institute ,Central Iro n and S teel Research Institute ,Beijing 100081,China )
A bstract :T he hig h tempera ture mechanical pro per ties o f CSP slab have been inv estiga ted by Gleeble1500ho t simula -to r.T he ho rizontal and ve rtical section of sam ple s we re o bser ved by optical micr oscope and SEM a t 800℃,900℃,1100℃.T he mor pholog y of fr acture w as analyzed by T EM ,and seg reg ation at gr ain bo unda ries and inclusions hav e been analyzed by X EDS.T he te st results show ed that there a re tw o tempe rature ar eas of brit tlene ss fo r slab produced by CSP within 600～1320℃,the fir st temperature ar ea o f brittlene ss (Ⅰ)is 1320～1200℃,the seco nd temper ature area of brittleness (Ⅲ)is 600～1000℃,the steel is plastic within 1000～1200℃,and Z =8.46%at 800℃.T he re are tw o r ea so ns fo r Ⅲtemperature area o f brittlene ss ,the first is the str ess co ncentrated caused by precipitatio n o f defor mation induced fer rite ,the seco nd is precipita tion of nitride (AlN )at austenitic boundaries ,and the essence of cr acking of CSP slab is the nitride (A lN )pr ecipitatio n at austenitic g rain bo undarie s ,making stress co ncentra ted and vo ids fo rmed ,g rew up and ag g rega ted.
Key words :CSP slab ;Q 235B ;hig h tempera tur e mechanical pro pe rties ;SEM
作者简介:吴光亮(1966-),男,博士后,教授级高级工程师; E -mail :kedasan99@ ; 修订日期:2005-10-13
钢的高温力学性能是指不同钢种在凝固点到600℃温度区间的力学特性,它表征凝固过程中铸
坯受到应力时抵抗变形和裂纹的能力,是确立连铸工艺参数如冷却与温度控制制度的重要依据[1]。

因此,钢的高温力学性能一直是国内外连铸工作者关注的热点问题。

CSP 薄板坯连铸连轧工艺是一项正在不断创新的新工艺。

对该工艺相关的基础理论探索也是目前冶金界研究的焦点。

对CSP 连铸坯高温力学性能的研究,弄清该工艺生产的不同钢种的高温特性,
为确立连铸工艺参数提供依据,实现稳定、高质量生产无缺陷铸坯之目的。

本文以CSP 生产的Q235B 板坯试样为研究对象,通过高温力学性能试验,掌握该钢种在CSP 连铸过程中高温冶金特性,并以此作为指导确定生产工艺参数的理论依据,达到减轻和避免表面裂纹的产生。

1　试验材料和方法
取正常生产的Q235连铸坯样(断面70mm ×1500mm ,长度200mm )一块,并分别沿铸坯横向
DOI 牶牨牥牣牨牫牪牪牳牤j 牣boyuan 牣issn 牥牬牬牴牠牱牬牴x 牣牪牥牥牰牣牥牭牣牥牪牥
钢　铁第41卷
和纵向取样。

标记为1号(纵向)和2号样(横向)。

加工成 10m m ×100mm 试样,横、纵向试样分别为12根,共计24根。

本试验采用G leeble1500进行连铸钢高温力学性能研究。

试样在工作室内固定,抽真空后,在Ar 气保护条件下,将试样以20℃/s 的速度加热至1340℃,保温3min ,以均匀成分和温度,促进析出物的溶解,然后以20℃/s 的冷却速率冷却至试验温度(600、700、800、900、1000、1100、1200、1300、1320℃),保温30s 后以1.0×10-3/s 的应变速率进行拉伸试验(图1)。

试样拉断后,迅速喷水冷却以保留高温下断口形貌和金相特征。

图1　试验过程温度控制制度Fig.1　Temperature require of test
对板坯纵向试样和横向试样进行高温拉伸试验。

拉断后的试样进行力学参数测量及微观组织分析试验。

检验内容包括:高温力学参数测定、扫描电镜断口分析、元素偏析及析出物的分析、金相观察等。

2　结果与分析
2.1　高温热塑性
图2为断面收缩率Z 随试验温度的变化曲线。

从图2中可知,板坯横向试样的Z 值大部分高于同温度下的板坯纵向试样的Z 值;在1000～1200℃,两者的曲线几乎是重合的,Z 值均保持在85%以上,说明两试样在该温度区间内具有良好的塑性;在600～1000℃之间,横向试样和纵向试样的塑性曲线形状类似,但是纵向试样的塑性凹槽区比横向试样的塑性凹槽区位置低,说明横向试样的塑性稍好于纵向试样的塑性。

并且在800℃时,横向试样的Z 值比纵向试样的Z 值高出17%。

即同样温度、受力相同时,纵向更易产生裂纹。

纵向与横向试样均存在第Ⅰ脆性区(凝固温度≈1320℃)和第Ⅲ脆性
区(700～900℃),但不存在第Ⅱ脆性区(有研究表
图2　板坯试样热塑性曲线Fig .2　Hot plasticity of slab sample
图3　板坯试样强度曲线
Fig .3　Strength of slab sample
明[1,2],只有当应变速率大于10-2/s 时才出现第Ⅱ脆性区)。

2.2　高温热强度
图3为变形速率ε
=1.0×10-3/s 时,不同试验温度下试样拉断时所承受的抗拉强度随温度的变化曲线。

从图3中可以看出,随着温度的升高,试样所承受的抗拉强度迅速下降,其中600～800℃最为明显。

试验温度超过900℃后,抗拉强度缓慢降低,直到1320℃以上抗拉强度趋于零。

2.3　高温塑性测试结果分析
当Z >60%时,铸坯不出现裂纹,当Z <60%时,铸坯裂纹敏感性增高[3～5]。

所以,可将Z =60%作为门槛值,来划分3个温度区内高塑性区和低塑性区的范围。

Z <60%所对应的温度区域定义为塑性凹槽温度。

由图3可以看出低温区的塑性凹槽温度范围为700～900℃,在此温度范围内,纵向板坯试样的Z 为8.46%～51.77%,横向板坯试样的Z
74
第5期吴光亮等:CSP 板坯(Q 235B )高温力学性能试验研究
为26.15%～70.10%。

在生产中,连铸坯顶弯、矫
直温度应避开该温度范围,即板坯的平均温度应大于900℃(特别是连铸坯的边部),二冷区冷却尽量采用弱冷。

3　断口及金相组织观察
对试验温度800、900、1100℃的横、纵向试样共6根做金相和扫描电镜观察,分析不同温度条件断口的组织形貌,并利用电子探针分析晶界上的元素偏析和夹杂物。

3.1　1100℃的断口形貌及析出物
图4为Q235B 钢板坯纵向试样在1100℃的断口形貌。

由图4可知,在该温度下,板坯试样纵向断口为典型的沿晶断裂,断裂晶界面光滑,几乎未发现任何塑性断裂的痕迹;板坯试样横向断口呈脆性断裂,解理台阶状。

图5为纵向试样夹杂物电子探针分析结果。

从图5可以看出,在晶界处观察到球形夹杂物,能谱分析发现其中含有Al ,为Al 2O 3夹杂或AlN 的沉淀。

图6为横向试样夹杂物电子探针。

由图6可知,在板坯横向试样断口形貌局部放大图中有夹杂物聚集特征,断口形貌A 点的电子探针成分中硅含量较高,并伴随有少量的A l ,说明A 点处有硅酸盐并伴随有铝酸盐夹杂物析出。

3.2　900℃的断口形貌及析出物
图7为板坯纵向试样900℃的断口形貌。

由图7可看出,纵向断口的断裂方式为穿晶断裂和沿晶断裂2种的综合,在晶界处有微小的裂纹和空洞。

而在该温度下,横向断口表现为典型的沿晶断裂,在晶粒间有微小的空洞生成。

图8为纵向夹杂物电子探针分析结果。

在图8试样拉断的界面上发现长条状硅铝酸盐夹杂物,
尺
(a )纵向;　(b )横向
图4　板坯试样(1100℃)断口形貌
Fig .4　Fracture morphology of sample (1100℃)
(a )断口形貌局部;　(b )A 点能谱
图5　板坯纵向试样夹杂分析(1100℃)
Fig .5　Analysis of inclusio n in longitu dinal sam ple (1100℃)
(a )断口形貌局部;　(b )A 点能谱图6　板坯横向试样夹杂
Fig .6　Analysis of inclusion in transverse sample
(a )纵向;　(b )横向
图7　板坯试样(900℃)的断口形貌Fig .7　Fracture mo rphology of sample (900℃)
寸为20～40μm 。

并对A 点进行电子探针分析,该点硅含量较高,并伴随有A l 和M n 等元素,说明该处有氧化硅和AlN 或Al 2O 3以及M nO 析出。

图9为横向夹杂物电子探针分析结果。

如图9
所示,在晶界处发现球形夹杂物,通过能谱分析为Al 元素,具体是AlN 或Al 2O 3还有待进一步确定。

75
钢　铁第41
卷
(a )断口形貌局部;　(b )A 点能谱
图8　板坯纵向试样夹杂(900℃)
Fig .8　Analysis of inclusion in longitudinal
sample
(a )断口形貌局部;　(b )A 点能谱
图9　板坯横向试样(900℃)的夹杂物F ig .9　A nalysis of inclusio n in transv erse sam ple (900℃
)
(a )纵向;　(b )横向
图10　板坯试样(800℃)断口形貌Fig .10　Fracture morphology of sample (800℃)
3.3　800℃的断口形貌及析出物
图10为板坯纵向试样在800℃的断裂形貌。

由图10可以看出,纵向裂纹发生在各个晶粒中间及沿着晶界,为穿晶断裂和沿晶断裂的混合。

横向断口为沿晶断裂,断裂面凹凸不平,沿晶界有裂纹产生。

晶界面为细小的网状,表现在晶界面上塑性变形较小,此时为钢的塑性谷底。

Q235B 钢具有较窄且较深的第Ⅲ脆性区,脆性温度范围为700～900℃,热塑性低谷发生在800℃左右。

通过对图10(a )中A 、B 两点的成分分析(表1)看出,A 、B 两点有硅酸盐及氧化铝或氮化铝及硫化
锰存在。

图11为试样800℃拉断后的试样断口磨平后经4%硝酸酒精浸蚀后的金相组织。

由图11可以看出,此时晶界明显,晶界处少量α-铁素体已析出成网状,钢的塑性迅速降低至低谷,Z 仅为8.46%,而在900℃以上试样仍处于奥氏体单相域,这表明在第Ⅲ脆性温度区。

Q 235钢延塑性降低是由于钢在奥氏体单相区低温域的脆化和γ+α两相区钢的脆化两个因素造成的。

在γ单相域钢延塑性降低的原因之一是γ晶界AlN 的析出。

与铁素体相比,奥氏体在变形过程发生的动态回复程度较低,因而产生的变形应力和加工硬化程度高,在晶界三重点易造成应力集中,晶界产生滑移,造成沿晶界破坏。

在该温度下的晶界是否有AlN 析出还需要做进一步的透射电镜分析。

如果γ晶界处没有微细析出物作用,单靠晶界滑移产生的应力集中,需要较大的应力才能造成晶界的破坏[4]。

当AlN 等在γ晶界析出时,降低了晶界的结合力,在外力作用下容易形成孔洞,导致晶界破坏。

当温度降低到800℃进入γ+α两相区后,Q235钢的延塑性降低主要是由于γ晶界析出的先共析铁素体α相网膜造成的。

在该温度域,α相强度只是γ相的1/4左右,在应力作用下变形将主要
集中在沿γ晶界分布的α相中。

当应力超过晶界α相所能承受的强度时,在α相中便会生成空洞,空洞聚合长大最后发展成裂纹。

表1　A 、B 两点电子探针成分
Table 1　Composition at A and B point ,TEM
元素A 点成分
K 比ZAF 修正值质量分数/%原子分数/%B 点成分
K 比ZAF 修正值
质量分数/%原子分数/%Al (K α)0.00700
0.68160.9633 1.79760.013750.6837 1.8651 3.4232Si (K α)0.088350.84319.829417.62190.096840.838810.710418.8847M n (K α)0.102840.955210.09959.25640.118290.947611.581610.4397
76
第5期吴光亮等:CSP 板坯(Q 235B )
高温力学性能试验研究
图11　板坯试样断口部位(800℃)组织Fig .11　Structure of the sample breaking
section (800℃)
4　结论
(1)在1×10
-3
/s 应变速率下,涟钢CSP 生产
的Q235B 钢连铸坯在600～1400℃存在2个脆性
温度区,即1320～1200℃的第Ⅰ脆性温度区域和700～1000℃的第Ⅲ脆性温度区域。

(2)在1000～1200℃范围内,试样的Z 值均在85%以上,说明Q235B 钢具有良好的塑性。

(3)试样温度降低1000℃后,随着温度的降低,试样的Z 值迅速下降。

在800℃时试样的Z 值最低,只有8.46%。

因此,板坯在顶弯、矫直时应避
开第Ⅲ脆性温度区,避免或减少裂纹的发生率。

要求二冷区的冷却尽量采用弱冷,使板坯的整体温度(特别是板坯的角部温度)在顶弯、矫直时应高于
900℃。

(4)在Q235B 钢的第Ⅲ类脆性区,其脆化原因: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发生的氮化物(AlN )析出产生的晶界脆化所致。

参考文献:
[1]　王新华,吴冬梅.1400～1600℃间碳钢连铸坯的脆化特性研
究[J ].钢铁,1997,32(增刊):750-753.(WANG Xin -hua W U Dong -mei.The Studying on th e Brittle C haracter of Carb on Steel Slab [J ].Iron and Steel ,1997,32(Supplement ):750-753.)
[2]　吴　薇.化学成分对连铸板坯横裂纹形成的影响[J ].上海金
属,2004,26(1):50-54.(W U Wei.Th e Influ encing W hich
Chemical Constitution on the Formatiom of Slab C ross C rack [J ].S hang hai M etal ,2004,26(1):50-54.)
[3]　杨海林,陈耀辉.1900mm 连铸坯表面横裂纹成因的分析[J ].
特殊钢,2003,24(3):54-55.(YANG H ai -lin ,C HEN Yao -hui.T he Analy sis on the Cause of th e S lab S urface C ros s Crack [J ].Special S teel ,2003,24(3):54-55.)
[4]　霍向东,王元立.CSP 生产低碳钢的组织演变和析出物研究
[J ].材料科学与工艺,2004,12(2):56-59.(H UO Xiang -dong ,WANG Yuan -li.The Studying on the Structure Development and Precipitate Phase of Low Carb on S teel in CS P [J ].M aterial Science and Process ,2004,12(2):56-59.)
(上接第72页)
[3]　Bruemmer S M.Evaluation of Ch emical and Electrochemical
Etching Tech niques to Determine Phosp horus Segregation in NiC rM oV Rotor Steels [J ].Corrosion ,1986,42(3):180-185.
[4]　Shin -ichi Komaz aki ,T etsu o S hoji ,Iwao Abe.Nondes tru ctive
Evaluation of C reep Damage and Life Prediction of Ni -Bas e Su per Alloy Used in Advanced Gas T urbine Blades by Elec -trochemical Techniqu e [C ].Ninth International Symp os ium on Nondes tru ctive C haracterization of M aterials Shield.Syd -ney ,Australia.1999:113-119.
[5]　M ao X ,Zh ao W.Electroch emical Polarization M eth od to De -tect Aging Em brittlem ent of 321Stainless Steel [J ].Corro -sion ,1993,49(4):335-342.
[6]　Kw on II -Hy un ,Baek Seu ng -S e ,Yu Hyo -Sun.T he Use of
Electrochemical and M echanical Property Correlation s to M o -nitor th e Degradation of C r -M o -V Tu rbine Casing S teel [J ].International Journal of Pres sure Vessels and Piping ,2003,80(3):157-165.
[7]　Yoshiku ni Kadoya ,Toru G oto ,M ao Takei.Nondestructive E -valuation of Temper Embrittlemen t in Cr -M o -V Rotor Steels [J ].JSM E In ternational Jou rn al ,1992,35(2):226-233.
[8]　Brezocnik M ,Kovacic M ,Ficko M.P rediction of Su rface
Rough nes s With Genetic Programming [J ].Journal of M ateri -als Processin g Technology ,2004,157-158(S PEC ):28-36.
[9]　Banz haf W ,Nordin P.Genetic Prog ramming :An In troduction
[M ].M organ Kaufmann :San M ateo Press ,1998.
[10]　Brez ocnik M ,Gusel L.Predicting Stres s Dis tribution in Cold -formed M aterial With Genetic Programming [J ].International Journal of Advanced M anufactu ring Technology ,2004,23(7):467-474.
[11]　Lee Dong -Gyu ,Kim H an -Gon ,Baek Won -Pil.Critical H eat
Flux Prediction Using Genetic Prog ramming for W ater Flow in Vertical Round Tubes [J ].International Comm unications in Heat and M ass Transfer ,1997,24(7):919-929.
[12]　Koza J R.Genetic Programming II [M ].Camb ridge :M IT
Pres s ,1994.
77。