a05钢高温热塑性的研究

a05钢高温热塑性的研究

铸造表面缺陷可分为纵裂、横向裂缝、网状裂缝、皮下针孔和宏观混合，主要缺陷是表面裂纹。表面裂纹形成的主要原因是，由于结晶器弯曲月表面区域内钢水-结晶器壁的不均匀硬化，钢水-结晶器的制造表面裂纹继续扩大，这是影响制造表面的薄褶皱。连铸坯裂纹的形成是一个非常复杂的过程,是传热、传质和应力相互作用的结果.带液芯的高温铸坯在连铸机运行过程中,各种力作用于高温坯壳上产生的变形超过了钢的允许强度和应变是产生裂纹的外因,钢对裂纹敏感性是产生裂纹的内因,而连铸机设备和工艺因素是产生裂纹的条件.从国内外众多学者的研究成果来看,铸坯表面横裂纹的形成原因除设备因素外,主要有以下几个方面.(1)表面横裂纹的形成与P、S等元素以及残余元素Cu、As和Sb在晶界的偏聚有关.Harada、M和Hwang等［2-5］研究横向表面裂纹发现,偏析是横向表面裂纹的起源.Dobrovska等［6］和Wolf［7］分析了铸坯的横裂纹形成原因,认为裂纹是由于成分偏析而产生微孔,微孔在应力作用下收缩产生的.P、S等元素在晶界偏析会使晶界处熔点降低,使其成为裂纹的起源地.残余元素Cu、As和Sb等在γ晶界的偏聚增加了晶界脆性;随温度降低,铁素体α沿γ晶界析出,拉伸变形时由于铁素体相的强度只是奥氏体相的1/4［8-10］,应力下变形主要集中在沿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.尤其当晶界处存在碳氮化物的析出物时,这些微细析出物作为应力集中源点,与晶界脱开形成微孔,在晶界滑移作用下,微孔连接形成裂纹［11］.(2)表面横裂纹的形成与振痕有关.表面横裂纹经常发生在振痕波谷处,振痕深时,波谷处容易产生横裂纹并沿奥氏体晶界扩展,最终形成大量横裂纹.这是由于振痕处常伴有元素偏析,元素的偏析使得振痕处熔点降低、凝固坯壳较薄弱,铸坯矫直时,铸坯内弧侧受到拉伸应力,振痕波谷处存在应力集中,因此振痕的谷底槽口在弯曲或矫直点易产生裂纹.(3)表面横裂纹的形成与钢的高温力学性能有关.Suzuki等［12］的研究表明,钢的断面收缩率<60%时,裂纹的敏感系数显著增加,若矫直温度落在这一温度区间内,则很可能产生横裂.因此,恶化钢的高温力学性能的因素也可能是横裂纹形成的原因.文献[13-16]认为含Al、Nb和V钢铸坯表面易产生细小的横裂纹,在弯曲或矫直中传播长大成较大的横裂纹.S、Al、V、N等元素对低温热塑性区的脆性影响很大,Al、V、N等元素扩大了第Ⅲ类脆性区的范围,S以硫化物的形式在晶界析出,N能促进薄膜状初生铁素体的形成,也容易产生晶界析出物.N含量高的钢中不仅有强碳氮化物形成元素Nb、V和Ti的碳氮化物析出,还会有AlN的析出,这些析出相在晶界析出,破坏了基体的连续性,增加了钢的脆性,扩大了第Ⅲ类脆性区的范围.连铸过程中出现的表面裂纹在后续轧制过程中会进一步延伸和扩展,极大地降低了钢材的成材率,恶化了板材的表面质量和深加工性能,严重影响了企业的经济效益.为提高铸坯表面质量,提高企业经济效益,必须解决连铸生产过程中铸坯表面横裂问题.1试验用试样尺寸实验采用某钢厂生产的A105钢,其化学成分见表1.实验用试样取自断面尺寸为235mm×235mm的A105钢连铸方坯内弧侧边缘处,样品尺寸为25mm×25mm×120mm,取样位置如图1所示.2裂纹周边元素分布关于上述铸坯表面横裂纹产生的原因,本文主要从裂纹分布、裂纹附近的组织、P偏析、裂纹附近残余元素分布,AlN析出热力学计算以及A105钢的热塑性等方面进行了研究.分析该钢产生横裂的原因,并提出相应的措施.2.1试样主要参数检测对图1中的1面与2面进行观察拍照,找出相对较明显的裂纹,并采用线切割取样.1面与2面的照片以及实验用试样的位置如图2所示.由图2可以发现,裂纹主要沿振痕分布,且振痕深的地方裂纹也越多.这说明裂纹的形成与振痕有关.采用线切割按图2所示位置取样,并将试样按所对应的位置编号.将试样1与处试样3研磨抛光,在体式镜下拍摄裂纹的形貌,再采用3%硝酸乙醇溶液侵蚀,观察裂纹附近的组织.随后在场发射扫描电镜下对试样进行分析.试样1及试样3的裂纹及裂纹附近的组织如图3~图5所示.图3(a)为体式显微镜拍摄的试样1的整体形貌,图3(b)为光学显微镜下裂纹附近的显微组织形貌;图4(a)和(b)分别为试样3横截面、纵截面裂纹的整体形貌;图5(a)和(b)分别为试样3上横截面、纵截面裂纹附近的组织.由图2和图5可以看出,裂纹主要是沿着晶界分布的,且裂纹附近出现了脱碳现象,说明裂纹在高温区形成.2.2试样p偏析分析由图2可以知道,裂纹的形成与振痕有关,并且振痕深处的裂纹也较多;而Harada等［2］对连铸表面横裂纹的研究发现,振痕附近存在着明显的P偏析,且裂纹周围的P含量达到了钢包中钢液P含量的17倍.因此,采用场发射扫描电镜对试样1进行了分析,结果如图6所示.由图6可以看出裂纹处(图中的点3)P含量偏高,远离裂纹的点1、2和5处P含量较低,说明裂纹处P偏析较严重.为了观察试样的P偏析情况,采用Oberhoffer试剂对该试样进行侵蚀,如图7所示.此外还对试样2与试样4进行了侵蚀,结果如图8所示.图7(a)~(c)分别为无裂纹处、振痕较深处以及边缘裂纹处的侵蚀结果,图7(d)为(c)中裂纹的放大图.在图7(b)振痕较深处,也发现有裂纹的存在,说明裂纹的形成与振痕有关.图7和图8中出现的白色线条均为P偏析区域,可以发现裂纹均沿着P偏析区域出现.没有裂纹的区域(图7(a))也没有发现P偏析线.因此,可以确定A105钢裂纹的形成与P偏析有关.2.3裂纹的形成与aln的关系为了研究裂纹的形成是否与残余元素的偏聚有关,采用场发射电镜对试样1裂纹内及裂纹周边残余元素的含量进行了能谱分析,结果如图9示.由图9可以发现,裂纹内部的点1与点2的残余元素Cu、As及Sn的含量均高于基体上的点3所以,残余元素在裂纹内部存在着一定程度的富集为了研究裂纹的形成是否与纳米颗粒AlN的析出有关,本研究采用Thermo-Calc热力学计算软件对表1成分的A105钢在400~1600℃的主要析出相进行了计算,计算结果如图10所示.由图10可以看出,平衡条件下,表1成分的A105钢是有AlN析出的,析出温度为1050℃,最大析出摩尔分数为0.00052.为了确定裂纹的形成是否与纳米颗粒AlN有关,将试样3标记处(即试样5)的裂纹掰开之后,观察裂纹内部的形貌,发现裂纹面呈现解理形貌,裂纹两侧形貌分别见图11(a)和(b).为了直观地观察裂纹上是否有AlN颗粒存在,采用场发射扫描电镜对掰开的试样3的两侧进行研究,结果两侧均未发现AlN质点的存在.因此,即使Thermo-Calc的计算结果表明表1成分的A105钢,在平衡条件下可以析出AlN,但实际过程中AlN并没有析出或析出量很少,因此AlN的析出造成该钢横裂的可能性较小.2.5试样温度和断面尺寸钢的断面收缩率<60%时,裂纹敏感系数增加,在该温度范围内矫直,也是横裂纹产生的原因之一.因此,应用Gleeble1500热模拟机对A105钢的热塑性进行了研究.采用半凝固试件的加热历程,即将试样加热至1350℃后,再降至试验温度.试验温度是指试件的表面温度,试验前将一对Pt-Pt10%Rh的热电偶单根点焊在试件表面进行温度测量.测试时试样室通入流量为1L·min!1的氩气流,以10℃·s－1的速率升温到1350℃保温5min,以均匀成分和温度,促进析出物的溶解,然后以200℃·min－1的冷却速度降至试样试验温度,每个试验温度保温1min,再以1×10－3s－1的应变速率进行拉伸.试样拉断后,立即对拉断部位大量喷水冷却,以保持试样的断口形貌试验工艺见图12.试验温度范围为600~1300℃,其中在700~925℃的试验温度间隔是25℃,其余以50℃为间隔.试样拉断后对试样的断面尺寸进行测量,根据测量结果计算各温度下的断面收缩率,并使用Origin8.0绘图软件绘制如图13所示的热塑性曲线.由图13可以看出,若以断面收缩率<60%作为脆性判据,那么A105钢的第Ⅲ类脆性温度区间为600~900℃.3分析与讨论3.1元素平衡分配为了分析P偏析与振痕的关系,采用Thermo-Calc热力学计算软件TCFE6数据库Scheil模块,对A105钢的钢液中P元素质量分数随固相质量分数的变化规律进行了模拟,结果如图14所示.将计算数据应用Origin8.0软件,将Scheil-Gul-liver方程［17］两边取对数,然后进行线性拟合,得到P元素的平衡分配系数k.Scheil-Gulliver方程如下:式中,Ci,L为元素i在液相中的含量,C0i是元素i的初始含量,fs是固相质量分数,k是元素的平衡分配系数,C*i,S和C*i,L分别是凝固界面处合金元素i在固相和液相中的含量.拟合得到平衡分配系数k=0.212751<1,P元素富集于残余液相.Harada等［2］指出,P偏析的原因可能有两种:其一是,由于振痕的形成,部分凝固坯壳变形,枝晶间的溶质富集液会溢出到表面,因此凝固前沿出现明显的P的正偏析.由于溶质富集液的溢出,其余的钢液变得更加“干净”,凝固迅速发生.这也是弯月面处产生偏析的主要原因,如图15［2］所示.其二是由于大量液体流向凝固坯壳前沿,凝固坯壳被钢液加热.枝晶间的富集溶液在钢水平衡压力的作用下溢出到表面,因此表面出现P的正偏析.3.1.2振痕下的裂纹由于偏析而造成的裂纹,其形成与发展如图16［2］所示.由于元素的偏析使得振痕下的凝固推迟,凝固坯壳较薄处出现内裂纹,振痕下沿偏析区也出现裂纹.此外,残余元素的偏聚也加剧了裂纹的形成.由于二冷的不均匀性以及鼓肚的出现,裂纹扩展,而低塑性区矫直时,由于矫直应力的作用,裂纹进一步长大.3.1.3连铸参数优化P的偏析与振痕有关,振痕越深,P偏析越严重.振痕的形成与振动模式有关.负滑脱时间越长、振幅越大,振痕也越深.因此调节结晶器振动参数,在钢厂可以接受的范围内优化连铸参数以有效降低振痕的深度,从而减少P偏析.3.2残余元素cu、as和sn的影响凝固过程中,残余元素会在枝晶间富集,并在晶界偏聚.残余元素Cu、As和Sn的氧势比铁低,连铸过程中发生高温氧化时,铁优先被氧化,加剧了Cu、As和Sn在晶界的偏聚,弱化了晶界.此外,有研究报道［11］这些元素在晶界的偏聚促进薄膜状α在γ晶界上形成,因此在矫直过程中,应力集中在薄膜状α上,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,并发展成为裂纹.由于残余元素Cu、As和Sn的氧势比铁低,炼钢过程中不能被去除,因此要减少钢中的残余元素含量,需要减少其来源,如减少残余元素Cu、As和Sn含量较高的废钢的加入量等.3.3矫直温度对钢无裂角的影响A105钢的第Ⅲ类脆性温度区间为600~900℃,钢厂生产A105钢时采用的矫直温度为950℃,由于角部传热较快,在此温度矫直时,角部的实际温度已经降低至850℃以下,落入脆性温度的范围,因此矫直温度过低也是该钢产生横裂的原因之一.由于铸坯角部与中心温度差异较大,在950℃矫直时,角部已经位于脆性区范围,因此在二冷段开始端适当地降低冷速和拉坯速度,提高矫直温度,也可以减轻横裂.4残余元素加入量(1)A105钢的横裂纹主要是P偏析引起的,在钢厂可以接受的范围内,优化连铸参数以有效降低振痕的深度,减少P偏析,从而减少横裂纹的产生.(2)凝固过程中,残余元素会在枝晶间富集,并在晶界偏聚;连铸过程中,铁优先被氧化,加剧了Cu、As和Sn在晶界的偏聚.残余元素在晶界的偏聚加剧了裂纹的形成,减少残余元素含量较高的废钢及其他原材料的应