40MnB钢偏析形成带状组织的机理研究

2009年11月　　

物理测试

PhysicsExaminationandTesting

　Vol.27,No.6

Nov.2009

40MnB钢偏析形成带状组织的机理研究

朱施利,　胡文豪

(杭州钢铁集团技术中心,浙江杭州310022)

摘　要:观测和分析了40MnB钢铸坯断面不同位置的枝晶偏析形貌,并对枝晶和枝晶间成分偏析进行微观检测;研究了不同热轧压下量时显微组织的偏析形态;借助扩散方程讨论了枝晶间距和热轧显微组织对带状组织的影响。结果表明:40MnB钢铸坯由表面到中心偏析逐渐加重,C、Mn元素在枝晶间偏析,铸坯中心处Mn元素偏析严重;偏析间距决定着消除带状组织的难易;减轻铸坯枝晶偏析和热轧组织偏析有利于消除带状组织。关键词:40MnB;偏析;带状组织机理

中图分类号:TG113.1　　文献标识码:A　　文章编号:100120777(2009)0620009204ResearchonMechanismofFormingBandedStructure

forSegregationof40MnBSteel

ZHUShi2li,　HUWen2hao

(TechnologyCenter,HangzhouIron&SteelGroupCo,Hangzhou310022,Zhejiang,China)

Abstract:Dendriticsegregationmorphologylocatingatdifferentcrosssectionsofcastingbilletwasobservedandan2alyzed,andsegregationmicrocontentofdendriteandinterdendritein40MnBsteelwereexamined;Segregationmi2crostructurewasresearchedatdifferenthotrollingreductions;Theeffectofdendriticdistanceandhotrollingmicro2structureonbandedstructurewasdiscussedbydiffuseequation.Theresultsshowthatthesegregationisaggravatedgraduallyfromexteriortocenterincastingbilletof40MnBsteel,theelementCandMnsegregateininterdendrite,andespeciallythelater,atthecenterofcastingbillet;Thedifficultyandeliminatingbandedstructuredependsonsegregationdistance;It’sadvantagedtoeliminatebandedstructurethatdendriticsegregationislightenedincastingbilletandstructuresegregationinhotrollingprocessareweakened.Keywords:40MnB;segregation;bandedstructure;mechanism

　　高锰钢在轧制后容易产生带状组织,带状组织的存在会使钢材显现出各向异性,和带状垂直的方向机械性能较差,异常带状组织的钢在冷弯[1]或拉伸变形[2,3]时由于应力的集中容易萌生裂纹源,影响钢材的使用性能。带状组织按成因分为一次带状和二次带状,铸坯凝固偏析导致一次带状组织,而轧钢过程中形成二次带状组织。钢液在冷却过程中以枝晶的方式进行凝固,形成的枝晶形态有差异,枝晶和枝晶间存在成分偏析,研究表明铸坯的枝晶偏析是造成带状组织的根本原因[4,5]。在铸坯枝晶偏析方面研究者们做了大量的工作,冯军等[6]研究了在连铸过程中影响二次枝晶间距的因素;黄贞益等[7]研究认为碳、锰偏析是导致高强度预应力盘条偏析带形成的主要原因。消除带状组织的措施上研究成果也很多,冯光宏等[8]认为Nb、Ti等元素微合金化可以对带状组织产生有效的控制;范建文等[9]认为

在未结晶区增大形变量能减弱带状组织。而国内外

钢铁专家对带状组织与铸坯偏析及组织偏析的关联度方面研究较少,且缺乏铸坯偏析和组织偏析对带状组织影响的定量研究。文章对40MnB钢在炼钢时铸坯的枝晶偏析和热轧不同压下量时的组织偏析进行了定量检测与分析比较,并结合扩散方程定量的讨论了枝晶偏析和组织偏析对带状组织的影响,以探索出控制带状组织的具体量化指标。

1　实验材料与研究方法

1.1　实验材料

实验钢种选用高锰钢40MnB,化学成分(质量分数,%)见表1,枝晶偏析试样取自断面200mm×200mm连铸坯,从角部沿对角线到铸坯中心取样3

块,制作成截面为20mm×20mm的标准试样;组织偏析试样取自不同热轧压下量的轧材。

作者简介:朱施利(19772),男,硕士,工程师;　　E2mail:zhushili@hzsteel.com;　　修订日期:2009207203

10物理测试

表1　40MnB钢化学成分

Table1　Chemicalcompositionsof40MnBsteel

%

第27卷

试样1枝晶较细,一次枝晶宽度范围大约在30～

110μm,并且以窄一次枝晶为主,宽一次枝晶一般

B

C0.41

Si0.28

MnPSCrNi0.03

Cu0.09

1.330.0110.0080.190.0021

1.2　研究方法

用饱和苦味酸溶液分别对连铸坯上取下的3个试样进行侵蚀,在25倍的金相显微镜下观察枝晶偏析;用扫描电镜的能谱测试3个试样一次枝晶、二次枝晶和枝晶间元素的相对成分含量,并作以对比以研究成分偏析;用光学显微镜测量不同热轧压下量的组织尺寸以研究组织偏析;最后利用扩散方程对连铸坯的枝晶间距和热轧压下后组织尺寸大小对消除带状的影响进行定量计算分析,探讨实际生产中控制带状组织的可行性措施。

比较短,这些粗短一次枝晶的出现可能和铸坯上局部冷却速度较慢有关;试样1的二次枝晶也较细,一般在30μm以下。而试样2的枝晶比较粗大,一次枝晶宽度大部分位于80～180μm之间,二次枝晶宽度范围在80～110μm之间,枝晶和枝晶间的分布形貌渐呈团絮状,且枝晶方向性减弱。

试样3位于连铸坯的中心,其枝晶形貌和试样1、2相比差异较大,长距离的一次枝晶很难发现,局部区域出现较短枝晶,偏析大部分成团絮状,呈现出大范围的不规则区域偏析现象。这是由于中心冷却速度较慢,先析出的铁素体更容易长大,排出大量的正偏析元素到周围的组织中,致使后凝固的组织中这些元素含量很高,偏析严重,再加四周冷却速度差异不大,所以就形成了大团絮状的偏析组织形貌。由图1可知,连铸坯受控冷方式的影响,枝晶间距由外表面向中心依次增大,偏析程度也逐渐加重,由近表面的细长状枝晶演变为中心处棉絮状的大片区域偏析。

2　实验结果及分析

2.1　铸坯的枝晶偏析形貌

图1所示为连铸坯断面不同位置用饱和苦味酸侵蚀后的枝晶偏析组织,其中试样1是角部,试样3是心部、试样2样处于二者之间。可以看出,角部的

(a)表面;　(b)中间部位;　(b)中心

图1　铸坯断面不同位置枝晶偏析形貌

Fig.1　Dendriticsegregationmorphologiesatdifferentcrosssectionsofcastingbillet

11

2.2　枝晶及枝晶间的成分偏析

图2为试样1中C、Si、Mn元素分别在一次枝晶、二次枝晶及枝晶间相对含量分布对比图,由图中曲线可知,C、Mn元素在一、二次枝晶上的分布含量接近,而在枝晶间的分布含量较高;Si元素基本不产生偏析。这是由于铸坯在冷却过程中铁素体先析出,正偏析元素C、Mn部分被排挤到未结晶的液相中,之后随着温度的下降,就被固定在后凝固的枝晶间,造成枝晶间C、Mn元素成分高于钢坯平均元素含量,更是远高于枝晶上的含量,导致铸坯上小范围的原始成分偏析。

图3为Mn元素在试样1、2、3上一次枝晶、二次枝晶及枝晶间相对含量分布对比图,由图中曲线可知,Mn元素在3个样品的枝晶间含量都高于枝晶上,并从试样1到试样3枝晶间Mn含量有逐渐上升的趋势。原因是连铸坯冷却趋势是从外表面向中轴线传导,致使Mn元素逐渐的被排挤到铸坯中心部位,再加铸坯中心部位冷却较慢,先析出的铁素体很容易长大,向枝晶间排出的Mn元素含量进一步加剧,导致铸坯中心部位枝晶间Mn元素含量远远高于铸坯上Mn元素含量的平均值。而在一、二次枝晶上Mn元素在3个样品中的含量差别不大,略有起伏。

由图2、3可知,C、Mn元素在枝晶间偏析,一次枝晶和二次枝晶中波动不大;Mn元素在铸坯中心部位枝晶间的偏析严重,Si元素基本不偏析。

图3　Mn元素相对含量偏析图

Fig.3　Segregationcurvesofrelative

contentforelementMn

量为原来1/3时的显微组织图,珠光体的直径在

125μm左右。图4(b)是热轧压下成5mm厚板带时的显微组织图,珠光体直径在40μm左右;同时,铁素体大小和分布形态也不同。可见,热轧压下量不同而在相同冷却条件下冷却时,钢材的显微组织形态和大小有差别,实质上就是组织偏析程度不一样。由于在冷轧时带状的形成将以此时的组织为基础拉伸变长,所以此时的组织大小决定着冷轧后所形成的带状组织间距的宽窄,所以,应尽量缩小热轧后钢材的显微组织尺寸,即减轻组织偏析。

3　讨论

3.1　带状组织与成分偏析的关系

高温均热可以消除带状,其基本原理是利用原子的扩散来达到钢坯中成分的均匀,假设沿着与带状正交的直线上成分的变化是正弦波形的,则任一点X处的浓度分布规律[10]为:

cX=c0+cmsin(π

X)l

(1)

式中,cX为任一点X处的偏析元素浓度;c0为偏析元素的平均浓度;l为带状组织的偏析半波长。

在恒定温度下经时间t后任一点X处的浓度可表示为:

πX2Dt)]exp(-π(2)c(x,t)=c0+[cmsin(2)

l

l

图2　1号试样枝晶元素相对含量图

Fig.2　Relativecontentcurvesofdendritic

elementinsample1

2.3　不同热轧压下量时的组织偏析

图4为断面200mm×200mm铸坯不同热轧

压下量时的显微组织,图4(a)是铸坯厚度热轧压下

　　式(2)满足费克(Fick)第二定律:

5c52c(3)=D5t5X2

　　在极值X=0,X=l处,c-c0=0;而当t=0时

12物理测试第27卷

(a)下压1/3;　(b)下压成5mm图4　铸坯不同热轧压下量时的显微组织Fig.4　Microstructuresofcastingbilletatdifferenthotrollingreductions

cX-c0=cmsin(π

X)l

(4)

热都控制在10h左右,如此短的加热时间对消除成分的偏析作用不大。可见,铸坯成分偏析强烈影响着带状组织的消除,在实际生产中要尽量减小枝晶间距。

热轧过程中形成的组织偏析导致二次带状组织,实质上,二次带状组织仍然是凝固过程中成分的再次偏析,偏析组织影响着后期冷轧消除带状组织工艺。在相同冷轧压下量时,由于图4(a)中的珠光体直径是图4(b)中珠光体直径的3倍,意味着图4(a)组织形成的带宽将是图4(b)组织带宽的3倍。就是说冷轧压下后偏析半波长图4(a)组织将是图4(b)组织的3倍,根据公式(7)可知,在相同的条件下热处理,减轻相同程度的带状偏析,图4(a)组织所用的时间将是图4(b)组织的9倍。可见,在相同的热轧后冷却条件下,热轧压下量大使珠光体等组织偏析半波长l减小,有利于后面热处理消除带状偏析,这和范建文等[9]认为加大未再结晶区的钢材变形量可以减轻板材带状组织的结论一致。

(4)知,当　　因此,结合式(2)、

12Dtexp(-π2)=

l

f

(5)

时,带状振幅为原来振幅的一个分数,f为带状组织

减弱倍数,由式(5)得:

f=exp(π

2

Dt)2l

(6)

　　式(6)两边取对数可得:

2

llnf(7)t=2

πD

　　由式(6)可知,带状组织减弱倍数f和加热时间及偏析间距l的平方成指数关系,当扩散系数一定时,若要减弱带状组织即增大f就必须延长加热时间t或者减小原始偏析间距l,其中偏析间距l的作用效果更显著;式(7)为达到所要求带状程度时所需加热时间与偏析间距的关系。3.2　偏析间距对带状组织消除的影响

铸坯中的成分偏析形成一次带状组织,偏析程度决定着带状组织消除的难易。合理假设Mn元素偏析的半波长l=1mm,查得1200℃时Mn元素的扩散系数DMn=9.8×10-9mm2,则在1200℃加热时Mn元素达到90%均匀化需6600h,如果铸坯轧后使l=0105mm,则在1200℃加热时达到90%均匀化仅需1615h。在本研究的枝晶图中,试样1的一次枝晶间距在250μm左右,一次枝晶间偏析元素的半波长l1可以看作125μm,若要在1200℃加热达到90%均匀化,利用公式(7)计算可知需103h;而试样2的一次枝晶间距基本上都大于500μm,半波长l2≥250μm,若要在1200℃加热达到90%均匀化至少需要414h,而实际生产过程中铸坯加

4　结论

(1)40MnB钢铸坯存在枝晶偏析,偏析程度从

铸坯表面到中心依次加重,偏析形貌由近表面细长状枝晶演变为中心处棉絮状的大片区域偏析。

(2)40MnB钢C、Mn元素在枝晶间偏析,枝晶含量波动不大;Mn元素在铸坯中心部位枝晶间的偏析严重。

(3)热轧时会产生组织偏析,压下量不同组织偏析形态存在差异。

(4)偏析间距决定着消除带状组织的难易;减轻铸坯枝晶偏析和热轧组织偏析有利于消除带状组

(下转第24页)织。

24物理测试

表1　力学性能

Table1　Mechanicalproperties处理方法

正火处理时效处理

(HRC)30.228.2

第27卷

硬度才能达到HV400～500。

冲击Ak/J

59

从表2中可以看出正火后的硬度要高于时效的硬度,同时正火后的冲击值低于回火后的冲击值。高铬镍合金钢导板的最终失效形式一般都是产生网状裂纹,所以对于这种脆性材料如果硬度越大,那么开裂倾向越大,所以适当的降低硬度提高韧性会提高其使用寿命。

表2是高铬镍合金钢铸态组织的显微硬度测量结果,从测量结果来看,一次碳化物的硬度非常高,HV在600左右,奥氏体基体的硬度也非常高,HV在470以上。图3是显微硬度测量图。

表2　显微硬度测量值

Table2　Micro2hardnessmeasuredvalues

显微硬度(HV)

一次碳化物

奥氏体

590471

601482

620499

615486

图3　显微硬度

Fig.3　Micro2hardness

3　结论

(1)试样加热到1080℃保温30min进行正火

　　一般普碳钢中的残余奥氏体的显微硬度一般在

HV160～250,可以证明高铬镍合金钢中的室温奥氏体是过饱和的奥氏体组织。高铬镍合金钢中的Cr、Ni无限固溶在奥氏体中,无论Cr、Ni是以置换固溶的形式存在还是以间隙固溶的形式存在,都会使晶体中存在缺位原子、位错、镶嵌块间界和晶界等各种缺陷,当间隙原子被迫过饱和的溶解在固溶体中时,将会造成固溶体晶格的严重畸变,而使合金的硬度大大提高[2]。高铬镍合金钢中因为奥氏体中固溶了大量的Cr、Ni合金元素,过饱和的奥氏体显微

处理后,从过饱和的奥氏体中析出的二次碳化物呈

长条状,试样进行580℃时效8h后,从过饱和的奥氏体中析出了细小弥散的二次碳化物。

(2)特殊处理的方法抑制了奥氏体的长大,一次碳化物沿小奥氏体晶粒晶界生长,连成了小一次碳化物网,该组织比普通铸态组织细化7倍。

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(上接第12页)

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