微铸铁红送裂纹形成机制的研究

微铸铁红送裂纹形成机制的研究

连通式钢圈热挤工艺将精炼和钢圈的能耗转变为紧密相连的一体化生产体系，不仅可以显著降低成本，提高金属产量，缩短产品生产周期，从而减少车间的占地面积。因此,这一技术在节约投资、降低生产成本等方面都显示出了巨大的优越性。但是目前大多数企业只实现了Q235、Q345等普碳钢的热送热装,含有微合金元素的低合金高强钢由于种种原因并未能大量采用热送热装工艺,热轧板表面形成的红送裂纹即是其中一个重要原因。这种质量缺陷是微合金钢铸坯采用热送热装(热装温度约600℃)工艺时所特有的,裂纹沿振痕方向或呈网状分布。在装炉前的铸坯表面以及铸坯冷装轧制的热轧板表面都未发现此种裂纹。国内外很多学者对红送裂纹的形成机制进行了研究,结论不尽相同。本文以微合金钢E36铸坯中的析出相行为作为研究对象,结合铸坯组织演变与铸坯热应力变化分析讨论了微合金钢铸坯红送裂纹的形成机制。1透射电镜vf分析试验钢的化学成分见表1。试验设计参照现场工艺流程,模拟连铸、热送热装过程中铸坯的热履历,分别是连铸→辊道冷却至800℃→加热、连铸→辊道冷却至600℃→加热、连铸→堆跺冷却至400℃→加热,试验过程如图1所示。试验操作:首先将试样熔清,模拟连铸过程的冷却速率冷至830℃,再分别以辊道输送过程的冷却速率6℃/min冷至800℃(水淬,试样编号A1)、600℃(水淬,试样编号B1),以堆跺冷却速率0.3℃/min冷至400℃(水淬,试样编号C1),另有3个试样(A2、B2、C2)分别重复以上3种热履历后再加热至1200℃并保温1h,最后水淬。得到试样后使用碳膜萃取复型方法制取透射电镜样品。观察样品中的析出相,并对析出相的数量及尺寸大小进行统计,由式(1)近似得出析出相的体积分数。Vf=(1.4⋅π6)×(N⋅D2junA)(1)Vf=(1.4⋅π6)×(Ν⋅Djun2A)(1)式中:Vf为析出相的体积分数;N为析出粒子的数量;Djun为析出粒子的平均直径;A为测量面积。2分析与讨论2.1铸坯中的出相来源通过TEM对析出相形貌进行观察的结果为:1)6个试样中的析出相主要是(Ti,Nb)(C,N),其典型形貌、能谱和电子衍射花样如图2所示;2)析出相主要呈弥散分布,另外在试样B1中发现部分析出相具有沿晶界分布的特点,如图3(a)所示。观察结果表明:铸坯的输送方式以及装炉温度对装炉时铸坯中析出相的分布有显著影响。当以6℃/min的辊道冷却速率冷却至800℃装炉和以0.3℃/min的堆跺冷却速率冷却至400℃装炉时,析出相在铸坯中都呈弥散分布状。而当以6℃/min的辊道冷却速率冷却至600℃装炉时,由于冷却速率较快,导致析出相无法在奥氏体中进行较为充分的析出,相关元素在钢中呈过饱和状态,同时析出相在铁素体中的溶度积远小于其在奥氏体中的溶度积,所以部分析出相在冷却过程中生成的先共析铁素体网膜中析出(图4(b)),形成了沿奥氏体晶界分布的特点。这种析出相的分布发现于以较快冷却速率冷却至两相区及其以下温度的微合金钢铸坯中,说明这种现象的产生在微合金钢铸坯中具有普遍性。对各样品中析出相的体积分数进行统计的结果如表2所示。数据表明:1)不同输送方式冷却的铸坯,其析出相的析出行为存在差异。从动力学角度分析,因在600℃以下铸坯中的析出相形成元素的原子迁移速率极为缓慢,故此时可视为析出行为已经完成。结合样品B1中析出相的体积分数1.3×10-4明显少于样品C1中的3.5×10-4,可知由于辊道冷却速率较快导致铸坯中析出相形成元素扩散时间较短,从而未能完全析出,这些元素在铸坯中只能以过饱和状态存在。2)以相同冷却速率冷却时,温度越低,析出相的体积分数越大。样品B1中析出相的体积分数为1.3×10-4,明显大于样品A1中的0.99×10-4,就证实了这点。3)不同输送方式以及不同装炉温度条件下再加热结束后的铸坯中析出相的存在状态较为相似,样品A2、样品B2和样品C2析出相的体积分数分别为0.13×10-4、0.18×10-4、0.22×10-4。可见,再加热结束时铸坯中的析出相体积分数虽相对有一定的差异,但与装炉时的铸坯比较,都减小了一个数量级。冷却时生成的析出相大部分已经固溶,实际在铸坯中都只有微量的残余,而且TEM观察表明这些微量残余的析出相也都呈弥散分布。2.2微钢铸坯红送裂纹产生原因分析微合金钢红送裂纹的产生机制如图4所示。根据以上对试验结果的分析讨论,微合金钢铸坯红送裂纹产生的原因可分为3个方面:1)铸坯中析出相的析出行为。2)铸坯组织的演变;3)热送热装过程中铸坯表面受力的变化,包括热应力和组织应力。其中组织应力(σst=E·Δε/(1-ν))因奥氏体与(铁素体+珠光体)密度不同(相差约1%)而产生,在钢的淬火过程中表现较为显著。铸坯在辊道输送过程中的冷却速率远小于淬火过程,因而铸坯体积变化速率很小,所以产生的组织应力很小可以忽略;而由于铸坯内外温差导致的热应力则较为显著,最大时可达上百兆帕。在3方面因素的作用下,铸坯表面在轧制之前已经产生了细小晶界裂纹,轧制时被进一步扩展。在铸坯输送(冷却)过程中,当铸坯温度低于Ar3以后,组织开始发生奥氏体向铁素体的相变。在这一过程有3点原因导致析出相沿原奥氏体晶界快速析出:1)先共析铁素体网膜在奥氏体晶界的形成;2)析出相在铁素体中的平衡溶度积小于奥氏体中的平衡溶度积;3)由于辊道输送过程冷却速率较快,析出相形成元素因扩散时间短而固溶于钢中,呈过饱和状态。这些沿晶界析出的析出相显然将恶化铸坯的热塑性。在相同的受力条件下,Q235等普碳钢因没有奥氏体晶界上析出相的作用所以不论如何改变热装温度都不具备产生红送裂纹的条件。根据研究可知,在辊道输送过程中,铸坯表面受压应力作用,心部受拉应力作用。铸坯进入加热炉后,当铸坯心部开始升温时,铸坯内外所受的热应力方向将发生变化,铸坯表面所受压应力转变为拉应力,铸坯心部所受拉应力转变为压应力,且热应力将有一个峰值。之后随着铸坯在高温区均热,铸坯内外热应力不断减小并趋于零。辊道输送的铸坯入炉后,铸坯表面受到的拉应力与沿晶界析出的析出相共同作用,致使铸坯表面形成了红送裂纹。具体过程为,入炉后奥氏体晶粒所受热应力由压应力转变为拉应力,并在热应力的作用下出现晶界滑移。应力作用于晶界的析出相粒子上,使得粒子与基体(先共析铁素体)脱离,形成孔洞。析出相粒子溶解后,连续的孔洞即成为沿奥氏体晶界的细小裂纹。虽然在出加热炉之前,铸坯中的析出相大部分已经固溶,且铸坯内外几乎没有热应力,但已经形成的裂纹不会消失,出加热炉后在轧辊的作用下,铸坯表面的细小晶间裂纹被进一步扩展,最终形成了红送裂纹。综上所述,微合金钢铸坯采用热送热装工艺时产生的红送裂纹是在铸坯中析出相行为、组织演变和热应力变化三者的共同作用下形成的。其中起主导作用的是微合金钢铸坯组织的演变,即两相区中奥氏体晶界先共析铁素体网膜的生成为微合金钢中析出相粒子沿奥氏体晶界的析出提供了条件,在加热过程铸坯热应力的作用下奥氏体晶界最终成为红送裂纹的发源地。3装炉时铸坯中出相的影响1)尽管不同输送方式及不同装炉温度条件下再加热结束后铸坯中析出相的存在状态较为相似,但是铸坯输送方式及装炉温度仍对装炉时铸坯中析出相