王 博，徐 光

(1. 武漢科技大學(xué)鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點實驗室，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學(xué)高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用湖北省協(xié)同創(chuàng)新中心, 湖北 武漢，430081)

HP295鋼板通常用于制造石油液化氣和溶解乙炔氣的鋼瓶。焊接氣瓶的制作工藝較為復(fù)雜，主要由拉延和焊接兩個工藝構(gòu)成，加工過程中常伴隨有沖裂、縮口、破碎等現(xiàn)象的發(fā)生，而且鋼瓶質(zhì)量的好壞直接關(guān)系到用戶的生命財產(chǎn)安全，這就對制作該類鋼瓶的HP295熱軋鋼卷(板)的各項性能提出了嚴(yán)苛的要求，即HP295熱軋鋼板不僅需要有一定的強(qiáng)度和塑性，同時還應(yīng)具備較低的脆性轉(zhuǎn)變溫度以及良好的成形性能和焊接性能[1-4]。

另一方面，為了實現(xiàn)該鋼種的熱送熱裝及直接軋制，需要保證前道工序生產(chǎn)得到的連鑄坯具有較高的質(zhì)量。而連鑄坯的各類缺陷中，連鑄裂紋一直是困擾冶金研究者的主要問題，圍繞裂紋產(chǎn)生機(jī)理的研究也從未間斷過[5-6]。橫裂紋在所有的裂紋缺陷中出現(xiàn)頻率最高，其產(chǎn)生機(jī)理也錯綜復(fù)雜，總體而言，連鑄坯橫裂紋產(chǎn)生是因為具有較差延展性的坯殼在結(jié)晶器振動、彎曲和矯直過程中受到了循環(huán)應(yīng)力、熱應(yīng)力、機(jī)械應(yīng)力及靜壓力的作用。由此可見，鑄坯的高溫力學(xué)性能不佳是導(dǎo)致此類裂紋萌生的重要因素之一[7-11]。

最近，某鋼廠生產(chǎn)的焊接氣瓶鋼HP295鑄坯在熱送熱裝及生產(chǎn)過程中出現(xiàn)了表面橫裂紋，但目前有關(guān)該鋼種高溫?zé)崴苄缘难芯繄蟮垒^少，因此，有必要研究該鋼種的脆性溫度區(qū)域，并在此基礎(chǔ)上制定出合理的連鑄矯直和軋制工藝，以預(yù)防裂紋的產(chǎn)生。為此，本文采用 Gleeble 3500熱模擬試驗機(jī)對焊接氣瓶鋼HP295在500～1100 ℃溫度范圍的高溫?zé)崴苄赃M(jìn)行研究，以期為該鋼種連鑄生產(chǎn)過程中矯直溫度及軋制溫度的確定提供依據(jù)。

1 實驗材料和方法

熱拉伸實驗結(jié)束后，利用精度為0.02 mm的游標(biāo)卡尺測量試樣的斷口直徑，并計算出不同拉伸溫度下試樣的斷面收縮率RA及抗拉強(qiáng)度σb。利用Nova Nano SEM400型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)及配備的能譜儀(EDS)觀察試樣的斷口形貌，并對斷口處球形顆粒的化學(xué)成分進(jìn)行分析。將拉斷的試樣(斷口附近)沿縱向剖開制備金相試樣，打磨、拋光并在4%硝酸酒精溶液中侵蝕后，在Zeiss金相顯微鏡下(OM)觀察各試樣的顯微組織。

表1 HP295鋼的化學(xué)成分(wB/%)

2 結(jié)果及分析

2.1 HP295鋼金相組織

圖1所示為不同拉伸溫度下各試樣的室溫顯微組織。從圖1中可以看出，當(dāng)拉伸溫度在800 ℃以下時，實驗鋼的室溫組織以鐵素體(F)和珠光體(P)為主；當(dāng)拉伸溫度為700～800 ℃時，晶粒大小明顯不均，組織中出現(xiàn)了異常長大的晶粒，這是因為該溫度區(qū)間為鐵素體和奧氏體雙相區(qū)，鐵素體與奧氏體變形抗力的不同會造成變形不均勻性，從而對動態(tài)再結(jié)晶后晶粒的尺寸分布造成影響；當(dāng)拉伸溫度達(dá)到850 ℃時，試驗鋼中開始出現(xiàn)魏氏組織(W)，這是由于此時拉伸溫度較高，奧氏體晶粒尺寸增大，而魏氏組織容易在粗大的奧氏體晶粒中產(chǎn)生[12]。當(dāng)拉伸溫度為850～1100 ℃時，試樣室溫組織中除了珠光體和鐵素體之外，還有部分針狀魏氏組織，并且隨著拉伸溫度的升高，鋼組織中鐵素體含量逐漸減少，珠光體含量逐漸增多。

(a)500 ℃ (b)550 ℃ (c)600 ℃

(d)650 ℃ (e)700 ℃ (f)750 ℃

(g)800 ℃ (h)850 ℃ (i)900 ℃

(j)950 ℃ (k)1000 ℃ (l)1050 ℃ (m)1100 ℃

圖1 不同拉伸溫度下試樣斷口附近金相組織

Fig.1 Microstructure near the fracture of samples at different tensile temperatures

拉伸溫度較低時，變形產(chǎn)生的位錯等缺陷大部分保留在變形組織中，為隨后的鐵素體相變提供了更多的形核點，導(dǎo)致鐵素體含量相對較多。相反，當(dāng)拉伸溫度較高時，由于溫度高，變形產(chǎn)生的位錯等缺陷容易回復(fù)，鐵素體形核點減少，導(dǎo)致高溫鐵素體相變量減少，而變形奧氏體保留到低溫時會產(chǎn)生更多的珠光體組織。

2.2 HP295鋼高溫?zé)崴苄?/h3>

圖2所示為HP295鋼斷面收縮率及抗拉強(qiáng)度隨溫度的變化曲線。一般情況下，試樣的斷面收縮率可以作為衡量鋼種熱塑性能的重要指標(biāo)。從圖2(a)可以看出，當(dāng)拉伸溫度為500～800 ℃時，試樣的斷面收縮率隨溫度的升高呈下降的趨勢；拉伸溫度高于800 ℃時，試樣的斷面收縮率開始增大，800～950 ℃范圍時，試樣斷面收縮率增長速率較大。若以RA>60%作為塑性良好的判斷依據(jù)，則HP295鋼在試驗溫度范圍(500～1100 ℃)內(nèi)均具有較好的高溫塑性，僅在拉伸溫度為700～900 ℃時，熱塑性曲線中出現(xiàn)了一個“塑性凹槽”，而此時實驗鋼的斷面收縮率最低也在78%左右。

結(jié)合圖1(f)和圖1(g)可知，溫度為750、800 ℃下的拉伸試樣中，晶粒尺寸分布較為不均，變形首先出現(xiàn)在大晶粒區(qū)域，而大晶粒晶界處容易產(chǎn)生微裂紋和空洞，伴隨著微裂紋、空洞的聚合和擴(kuò)展，試樣最終發(fā)生沿晶斷裂，導(dǎo)致熱塑性曲線中“塑性凹槽”的出現(xiàn)。另一方面，Mintz、Suzuki、Won 等[13-16]研究表明，從鋼的凝固溫度到600 ℃存在三個脆性溫度區(qū)：熔點～1200 ℃的第Ⅰ脆性溫度區(qū)、1200～900 ℃的第Ⅱ脆性溫度區(qū)和900～600 ℃的第Ⅲ脆性溫度區(qū)。第Ⅲ脆性溫度區(qū)在連鑄過程中對控制角橫裂紋的發(fā)生起著至關(guān)重要的作用，而第Ⅱ脆性區(qū)只在應(yīng)變速率大于0.01 s-1時出現(xiàn)[5-8]。本研究拉伸試驗中，采用了較低應(yīng)變速率0.01 s-1，故沒有出現(xiàn)第Ⅱ脆性區(qū)。700～800 ℃之間為奧氏體和鐵素體兩相區(qū)，試樣在變形前會形成一部分鐵素體，在隨后的拉伸過程中與剩余奧氏體相互作用產(chǎn)生變形，由于溫度較高，再結(jié)晶動力大，破碎的鐵素體晶?？赡馨l(fā)生二次再結(jié)晶，產(chǎn)生異常長大的晶粒，這也可能是導(dǎo)致700～800 ℃溫度范圍內(nèi)試樣斷面收縮率降低的重要原因。“塑性凹槽”恰處于奧氏體和鐵素體兩相區(qū)，并且在拉伸溫度為850 ℃時，試驗鋼的斷裂塑性開始恢復(fù)。

從圖2(b)中可以看出，隨著熱拉伸溫度升高，試驗鋼的抗拉強(qiáng)度大致呈降低的趨勢，溫度為500 ℃對應(yīng)的最高抗拉強(qiáng)度為261 MPa，1100 ℃時試驗鋼的抗拉強(qiáng)度下降到62.33 MPa，降低了約3.2倍，這是由于當(dāng)拉伸溫度升高時，原子擴(kuò)散速度加快，并且位錯易于運動，使試樣拉伸強(qiáng)度下降。當(dāng)拉伸溫度為500～750 ℃時，試樣處于單相鐵素體區(qū)，試樣抗拉強(qiáng)度主要受溫度影響，即溫度越高，試樣抗拉強(qiáng)度越低。當(dāng)拉伸溫度由750 ℃升至800 ℃，試樣處于鐵素體和奧氏體兩相區(qū)，而鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變時，鐵素體不斷向周圍奧氏體排碳，富碳奧氏體強(qiáng)度高于鐵素體，因此，雖然溫度有所升高，但由于受到相變的影響，試樣的抗拉強(qiáng)度仍然略微提高。當(dāng)拉伸溫度繼續(xù)升至850 ℃時，試樣處于單相奧氏體區(qū)，奧氏體晶粒尺寸繼承了初始奧氏體晶粒的尺寸，即晶粒尺寸相對較大；另外，由于沒有兩相區(qū)階段由鐵素體相變產(chǎn)生的富碳奧氏體現(xiàn)象，此狀態(tài)下奧氏體中含碳量均勻，故而在此溫度下，試樣的抗拉強(qiáng)度降幅較大。在850～1100 ℃的單相奧氏體區(qū)中拉伸時，試樣的抗拉強(qiáng)度下降較為緩慢，這是由于隨著溫度的進(jìn)一步升高，試樣中奧氏體晶粒尺寸變化不大，故抗拉強(qiáng)度下降的不明顯。

(a)高溫?zé)崴苄郧€

(b)高溫強(qiáng)度曲線

Fig.2 Curves of high temperature hot ductility and tensile strength of HP295 steel

2.3 HP295鋼斷口形貌

圖3所示為500、800、1000 ℃變形溫度下試樣斷口的形貌特征。從圖3中可以看出，在不同的拉伸溫度下，各試樣斷裂前均發(fā)生了較大的塑性變形，表現(xiàn)為韌性斷裂；當(dāng)拉伸溫度為800 ℃時，試樣斷口直徑較大，而在500、1100 ℃下拉伸時，試樣斷口直徑相對較小。故而可以判斷，實驗鋼在溫度為500、1100 ℃時的塑性優(yōu)于800 ℃時的塑性。

試樣在高溫條件下(1100 ℃)具有更好的塑性，主要是因為試驗鋼在奧氏體單相區(qū)發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，變形過程會有晶界遷移, 而晶界遷移能將原晶界處生產(chǎn)的微裂紋包圍在新晶界內(nèi)，從而阻止裂紋的聚合、長大和延伸，此時，裂紋必須通過裂紋尖端應(yīng)力集中產(chǎn)生的剪切力貫穿晶粒并相互連接，才能導(dǎo)致試樣斷裂。另一方面，試樣在低溫塑性區(qū)(500 ℃)也表現(xiàn)出了較好的斷裂韌性，原因在于此條件下試樣中鐵素體晶粒細(xì)小、均勻，晶界相對較多，變形時能有效阻止裂紋擴(kuò)展，推遲試樣斷裂。

(a)500 ℃ (b)800 ℃ (c)1100 ℃

圖3 不同拉伸溫度下試樣的斷口形貌

Fig.3 Fracture morphology of samples at different tensile temperatures

為進(jìn)一步了解HP295鋼試樣在不同溫度下的斷裂類型及斷裂機(jī)理，對800、1100 ℃拉伸時試樣斷口的微觀形貌進(jìn)行SEM觀察，結(jié)果如圖4所示。從圖4可以觀察到，由于試驗溫度較高，試樣斷口表面出現(xiàn)了不同程度的氧化現(xiàn)象。根據(jù)微觀組織來判斷，兩試樣斷口均由韌窩構(gòu)成，韌窩較深且其周圍發(fā)生了塑性變形，兩者均屬于韌性斷口。

HP295鋼在1100 ℃的高溫塑性區(qū)拉伸時，其斷裂機(jī)理為穿晶延性斷裂，如圖4(a)所示。這是由于較高的拉伸溫度使得變形后的奧氏體發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，流變應(yīng)力下降，軟化作用加強(qiáng)，晶界更容易遷移，原奧氏體晶界滑移引起的裂紋和夾雜顆粒周圍形成的孔隙被隔斷在晶內(nèi)，晶內(nèi)裂紋只能通過裂紋尖端的剪切應(yīng)力橫穿整個晶粒才能發(fā)展成為孔洞，故此條件下試樣的斷裂機(jī)理為穿晶斷裂。

800 ℃是HP295鋼的塑性凹槽點，斷裂機(jī)理主要為沿晶韌性斷裂，如圖4(b)和圖4(c)所示。從圖中可以觀察到，試樣中有大量不同尺寸、不同深度的塑坑存在，且塑坑中存在近球形的第二相粒子，各點處的EDS成分分析列于表2中。結(jié)合圖4和表2可以判斷，該球形顆粒主要為Al2O3夾雜物。試樣在800 ℃下沿奧氏體晶界析出鐵素體相，在外加載荷的作用下，應(yīng)力集中在鐵素體和奧氏體界面處，產(chǎn)生的裂紋為界面裂紋，由于鐵素體和奧氏體的晶體結(jié)構(gòu)不同，相變使材料比容發(fā)生變化，產(chǎn)生組織應(yīng)力，裂紋沿鐵素體和奧氏體的相界面擴(kuò)展。另外，在外力的作用下，應(yīng)力集中在沿奧氏體晶界的鐵素體中，鐵素體內(nèi)夾雜物或析出相萌生的裂紋沿著鐵素體內(nèi)部擴(kuò)展。晶界和晶內(nèi)裂紋擴(kuò)展的綜合作用導(dǎo)致800 ℃時試驗鋼的塑性相對較低，但由于HP295鋼的整體熱塑性指標(biāo)RA均在77%以上，故整體表現(xiàn)為韌性斷裂。

(a)1100 ℃ (b)800 ℃，低倍 (c)800 ℃，高倍

圖4 不同拉伸溫度下試樣斷口的SEM照片

Fig.4 SEM images of sample fracture at different tensile temperatures

表2 塑坑處球形顆粒的EDS分析結(jié)果

3 結(jié)論

(1)在500～1100 ℃溫度范圍內(nèi)，焊接氣瓶鋼HP295的斷面收縮率均在77%以上，表現(xiàn)出了較好的高溫?zé)崴苄裕?00～900 ℃時，試驗鋼的熱塑性曲線中存在一個“塑性凹槽”，在變形溫度為750、800 ℃時，塑性相對較低。

(2)在測試溫度范圍內(nèi)， HP295鋼的抗拉強(qiáng)度隨著溫度的升高大致呈降低的趨勢，從500 ℃的261 MPa降低至1100 ℃下的62.33 MPa。

(3)HP295鋼在900～1100 ℃溫度區(qū)間內(nèi)，斷裂方式表現(xiàn)為穿晶韌性斷裂，斷面收縮率較大，塑性良好；而750～850 ℃溫度處于實驗鋼的鐵素體和奧氏體兩相區(qū)，兩相區(qū)內(nèi)晶粒尺寸大小不均，裂紋產(chǎn)生在鐵素體和奧氏體晶界處以及鐵素體晶內(nèi)，裂紋易于萌生和擴(kuò)展，斷裂方式為沿晶韌性斷裂，塑性相對較低。

(4)HP295鋼的實際生產(chǎn)過程中，應(yīng)避開低塑性溫度區(qū)間，在鑄坯表面溫度高于900 ℃時進(jìn)行矯直，終軋溫度應(yīng)避開750～850 ℃。