铜砷共存时砷含量对C-Mn钢高温热塑性的影响

孟庆阳 辛文彬 张 婧 梁雨雨 姜银举 邓永春

(内蒙古科技大学 材料与冶金学院，内蒙古 包头 014010)

随着前期工业化进程中大量积蓄的钢铁材料使用年限的到来，我国废钢量会迅速增加，从资源回收、节能减排等多方面考虑，必须充分利用这些废钢资源，而在废钢资源的高效利用过程中必将面临由钢中残余元素产生的不利影响的难题。钢中残余元素主要指铜、砷、锡和锑等，它们的氧势比铁的低，一旦这些残余元素通过废钢进入到钢水，现阶段的炼钢工艺条件下很难经济有效地去除，常常大部分或全部残存于钢中，大多被认为是钢中的有害元素。残余元素既有因凝固偏析因数偏高而发生的偏析，也有因晶格畸变造成的晶界偏聚，因此会恶化钢的热塑性[1]，诱发钢表面热裂[2]，恶化机械性能[3，4]，严重影响钢材铸造和轧制生产过程的顺行及终钢产品质量。

目前残余元素对普碳钢及低合金钢的热塑性影响大多是针对Cu、As、Sn、Sb等至少两种残余元素共存下的研究，如Sn-Sb[5]、Cu-Sn[6]、As-Sn[7]、Cu-As-Sn[8]、Sn-Pb[9]、Cu-Sb[10]、Cu-As-Sn-P[11]、As-Sn-Sb[12]。此外，也有单独的Sn[13]、单独的Sb[14]对钢热塑性的影响，而针对Cu、As共存时，As含量对钢热塑性影响的研究较少。钢中As含量过高会引起钢材热加工表面龟裂、脆性加剧、冲击值和塑性降低等一系列缺陷，从而使钢的性能受到影响，导致钢产品质量下降。把握残余元素As在含铜情况下对钢热塑性行为的影响，便于拉伸矫直过程，避开钢的热塑性脆性区间，对削减内部缺陷与优化钢坯表面质量很有必要。基于此，本文利用Gleeble-3800热/力模拟机、金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)研究Cu、As共存时，同等铜含量下，不同As含量对钢热塑性的影响。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

考虑实际生产过程，钢中铜的含量，设计不同As含量水平。以C-Mn钢为研究对象，试验钢冶炼过程为：将工业纯铁、各种合金、纯砷依次加入感应炉冶炼，然后将钢液适温浇铸为6.50 kg的铸锭，最后将铸锭热锻成Φ15 mm的圆棒。试验钢化学成分见表1。钢中C、S及全氧(T.O)含量采用红外吸收法测定；N、Si、Mn、P、全铝、Cu、As含量采用ICP-AES法测定。

1)重量百分比

1.2 试验方法

利用Gleeble-3800热/力模拟机(美国纽约DSI公司)进行高温热拉伸试验，测定热塑性。热拉伸试样尺寸为Φ10 mm×120 mm，以10 ℃/s加热至1 330 ℃，保温300 s后，以3 ℃/s降温至1 100～700 ℃(50 ℃为一个间隔)的某一温度后以应变速率10-3s-1进行热拉伸。热拉伸过程通入高纯氩气防止试样氧化。为保留断口原始形貌，拉断后的断口立即淬火。热拉伸试样的热履历示意图如图1所示。通过测量不同As含量水平下含铜钢的断面收缩率，作出断面收缩率—温度关系曲线。利用JSM-6510扫描电子显微镜(SEM，日本电子株式会社)观察热拉伸断口形貌。断口经热镶、打磨、抛光、4%(体积百分比浓度)硝酸酒精溶液侵蚀后，利用MDS400金相数码液晶显微镜(OM，重庆奥特光学仪器有限公司)观察断口显微组织。

2 结果与讨论

2.1 断面收缩率的变化

图2为C-Mn钢热拉伸试样的断面收缩率与热拉伸温度的关系曲线。由图2可知，700～1 100 ℃内，随热拉伸温度的升高，3种试验钢的断面收缩率值先降低后升高，但是添加As元素的2#钢、3#钢断面收缩率值均低于不含As的1#钢；而且同一温度下，随着As含量的增加，断面收缩率值降低。当热拉伸温度达1 100 ℃时，3种试验钢的断面收缩率值相差较小。若以40%的断面收缩率值作为连铸矫直过程中热裂纹敏感区的临界阀值[15]。可以看出，随着As含量由0增加为0.09%，脆性区间的宽度、深度显著增加并向高温方向趋进。脆性区间的温度上限随As含量的增加由1#钢的888 ℃增加到2#钢的967 ℃、3#钢的990 ℃，涨幅分别为79 ℃、102 ℃。这一现象表明，在变形过程中不同温度段的微观组织结构发生了变化[16]，因此，需对其断口形貌和微观显微组织进行分析。

2.2 热拉伸断口形貌分析

图3、图4为700～1 000 ℃内不同砷含量水平含铜钢热拉伸断口的SEM形貌。从图3可以看出，1#钢断口在700 ℃时以韧窝为主，在750 ℃时以沿晶断裂为主，且韧窝数量减少，而且，在这两个温度下，随As含量由0增加为0.09%，断口向沿晶脆性断裂转变，拉伸温度从700 ℃增加到850 ℃，断口逐渐转变为完全沿晶脆性断裂。

与图3相比，图4的断裂方式发生明显改变：3种试验钢大多为韧窝状断裂，热塑性有所提高。相同拉伸温度条件下，随As含量增加，断口形貌由韧窝状断裂转变为沿晶脆性断口。结合图3、图4可知，700～950 ℃内，随As含量的增加，试验钢的断口向沿晶脆性断裂转变；1 000 ℃时，断口形貌并未随As含量的增加而发生明显改变，3种试验钢的断口为韧窝状断裂形貌。

图3 700～850 ℃下不同砷含量水平时含铜钢热拉伸断口的SEM形貌Fig.3 SEM images of hot tensile fracture of copper bearing steel with different arsenic content levels at 700-850 ℃

图4 900～1 000 ℃下不同砷含量水平含铜钢热拉伸断口的SEM形貌Fig.4 SEM images of hot tensile fracture of copper bearing steel with different arsenic content levels at 900-1 000 ℃

2.3 热拉伸断口纵截面金相组织

沿晶界析出的先共析铁素体造成大部分C-Mn钢脆性断裂及热塑性的恶化。图5所示为700～900 ℃内，不同砷含量水平含铜钢的热拉伸断口附近纵截面金相组织。由图5可看出，700～800 ℃内，组织析出铁素体，试验钢处于α+γ两相区。700 ℃，3种试验钢的组织中存在大量的条状铁素体或较厚的沿晶铁素体，此时塑性较好，但其含量与厚度伴随As含量的增加而逐渐减少，如图5a至图5c；750 ℃，组织出现薄膜状的先共析沿晶铁素体，塑性降低，并且沿晶铁素体随着As含量的增加而变薄，如图5d至图5f；800 ℃，1#钢组织存在薄膜状的沿晶铁素体，此时1#钢断面收缩率值最低，塑性最差；2#钢、3#钢组织中沿晶铁素体含量很少，如图5g至图5i。结果表明，相同温度下，铁素体含量与厚度随As含量的增加而降低。

700～850 ℃时，3种试验钢不但有铁素铁，还有沿先共析铁素体或沿先共析铁素体与奥氏体相界面生成的裂纹。而α+γ两相区裂纹主要由沿晶界析出的铁素体引起，当应变速率在10-2～10-4s-1时，由于铁素体强度约为奥氏体强度的1/4[17]，因此应力集中于晶界处强度较低的铁素体薄膜，当应力超过晶界α相所能承受的强度时，在α相中便会生成微孔，微孔聚合、长大，最后扩展成裂纹[18]。

结合热塑性曲线可知，在700～850 ℃内，钢的断面收缩率降低是由As含量的增加引起的。As含量增加抑制了沿晶铁素体的生成，造成薄膜状铁素体越薄，从而促使裂纹形成与扩展，降低钢的热塑性。

钢的热塑性与组织结构密切关联，而组织结构与钢的临界转变温度紧密相关。采取Andrew公式[19]及表1化学成分计算出1#钢、2#钢、3#钢的临界转变温度(Ae3)，计算公式见式1。计算得1#钢、2#钢、3#钢的临界转变温度Ae3分别是806.30、809.10、817.70 ℃。由图5的显微组织观察可知，800 ℃时，显微组织中存在沿晶铁素体，850 ℃时，未出现沿晶铁素体，结合计算的Ae3温度可知，在本实验的应力条件(10-3s-1)下，Ae3应该为铁素体生成的上限温度。850 ℃及以上温度处于奥氏体单相区的显微组织也证实这一点。

图5 700～900 ℃下不同砷含量水平含铜钢的热拉伸断口附近纵截面金相组织Fig.5 Microstructure of longitudinal section near hot tensile fracture of copper bearing steel with different arsenic content at 700-900 ℃

Ae3=910-203[wt%C]1/2-15.2[wt%Ni]+

44.7[wt%Si]+104[wt%V]+31.5[wt%Mo]+

13.1[wt%W]-30[wt%Mn]-11[wt%Cr]-

20[wt%Cu]+700[wt%P]+400[wt%Al]+

120[wt%As]+400[wt%Ti]

(1)

850～900 ℃内，3种试验钢的显微组织中不存在先共析铁素体，如图5j至图5o。而由图2断面收缩率来看，850～1 100 ℃内，断面收缩率值在奥氏体单相区内，随着As含量增加降低，那么必定有其它的脆化机制恶化奥氏体单相区的热塑性。

研究表明，600～1 200 ℃通常是普碳钢和低合金钢塑性脆化的高危区域，脆化机制大致可概括为：1)α+γ两相区中沿晶先共析铁素体处的应力聚集[20]；2)铁素体/奧氏体相界面或原奥氏体晶界的元素偏聚[21，22]；3)铁素体/奥氏体相界面或者原奧氏体晶界Nb(C，N)、V(C，N)、M23C6的析出[23，24]；4)铁素体和Nb(C，N)的共同作用[25]。850 ℃与900 ℃的断口组织无沿晶铁素体，表明奥氏体单相区热塑性恶化非沿晶先共析铁素体引起的。本实验钢并未添加Nb、V和Ti等元素，因此晶界析出碳氮化物削弱晶界结合力也不是造成实验钢奥氏体单相区高温塑性恶化的原因。本实验钢化学成分接近，不存在CuS、(Fe，Mn)S、AlN的影响。另外，黄传根等[7]认为残余元素Sn、As在晶界的偏聚弱化了晶界，降低了晶界的结合力，对钢的热塑性不利。耿明山等[8]研究表明，Cu、As和Sn等残余元素在奥氏体晶界的偏聚降低了晶界结合能，造成沿晶脆性断裂。结合Sn的影响结果[26，27]，并考虑Sn和As同为残余元素的特性，应该是砷的晶界偏聚削弱了晶界的结合力，致使奧氏体单相区的热塑性恶化。

3 结论

1)铜、砷共同存在时，随着As含量由0增加到0.09%，C-Mn钢的热塑性恶化程度加剧，使得钢的脆性区间的深度与宽度增加，且脆性区间向高温区移动。当砷含量由0分别增加到0.04%和0.09%时，C-Mn钢的塑性低谷温度由800 ℃变为750 ℃，脆性区间的温度上限提高，由888 ℃分别涨至967、990 ℃。

2)断口形貌分析发现，700～850 ℃内，随As含量的增加，试验钢的断口由沿晶韧性断裂向沿晶脆性断裂转变；900～950 ℃内，随As含量的增加，试验钢的断口由韧窝状断裂向沿晶脆性断裂转变。

3)700～800 ℃内，热塑性曲线、断口形貌和显微组织分析表明：试验钢在α+γ两相区低温塑性脆化机理是砷元素抑制沿晶铁素体的生成，使得沿晶铁素体薄膜厚度变薄，加大沿晶铁素体的应力集中，增加热裂纹敏感性，导致试验钢热塑性恶化。