1. 引言
36Mn2V用于生产高强度级别的石油井管，应用环境一般比较恶劣，对材料强度和塑性都有很高的要求。在连铸生产过程中，连铸坯的缺陷裂纹发生率比较高，而钢的高温力学性能与裂纹产生关系很大 [1]，决定着高温下坯壳所能承受临界变形的大小，只有充分认识钢的高温力学性能在凝固过程中的变化规律，才能为工艺设计提供科学依据 [2]，从而为高级油井管的制造提供合格的原材料。
2. 试验方案
高温力学性能测试在Gleeble-1500型号的热模拟机上进行，试样采用氩气为保护气体，钢的塑性用断面收缩率表征，钢的强度用抗拉强度表征，同时借助光学显微镜和扫描电镜对组织和断口形貌进行观察和分析，因为凝固法测定钢的高温力学性能比加热法更接近生产实际状况 [3]，试样尺寸Φ10 mm × 120 mm，两端有螺纹。测试时试样室通入流量为1 L/min的氩气流，以10℃/s的速率升温到1400℃保持5 min，使化学成分均匀化，使合金及铁素体均匀溶解在奥氏体中，然后以3℃/s的冷却速度降至各试验温度，在各试验温度等温保温2 min，然后以1 × 10−3/s的速率进行拉伸试验。试样拉断后，立即对断口部位喷水冷却。试验温度点：600℃~1400℃，每间隔50℃为一个温度点。
3. 试验结果及分析
3.1. 断面收缩率和抗拉强度变化曲线
由图1可知，36Mn2V钢的Z在1000℃~600℃温度范围内出现一个低谷，当试验温度从1000℃降至900℃时，试样的Z值由75.99%降到19.43%，降幅速率较快。当试验温度降到600℃时，Z值仅为7.04%。以Z值低于60%作为脆性的判断依据，该钢种的第III脆性温度区间为1000℃~600℃。在1000℃~1250℃温度范围试样的Z值均大于60%，同时表现出良好的塑性。在1250℃~1400℃温度区间时，Z值又迅速下降，至1400℃时Z值为0。因此，36Mn2V钢的零塑性温度(ZDT)为1400℃。由于应变速率较低，36Mn2V钢没有出现第II脆性温度区。
由图2可知，温度由650℃降为600℃时，Rm值由312.07 MPa迅速降为121.55 MPa。而温度在650℃以上时，随着温度的升高，在650℃~700℃时，Rm值迅速由312.07 MPa下降为154.21 MPa，之后Rm值随温度升高下降逐渐缓慢，最后趋近于0。测得的36Mn2V钢的零强度温度(ZST)为1440℃。
Figure 1. Temperature variation curve of area reduction Z
图1. 断面收缩率Z随温度变化曲线
Figure 2. Temperature variation curve of tensile strength Rm
图2. 抗拉强度Rm随温度变化曲线
3.2. 断口及附近区域的SEM及EDS分析
通过分析，在1000℃~600℃和1250℃~1400℃温度范围内，36Mn2V钢试样塑性较差，而温度在1000℃~1250℃区间内，塑性最好。为了分析其产生原因，选取典型温度试样下的断口和附近区域进行SEM分析。
对不同温度下试样的断口形貌分析，由图3可以看出，650℃~900℃试样的断裂方式均为沿晶脆性断裂，塑性较差，由图1也可明显看出此温度区域的Z值均较低。950℃试样的断裂除沿晶断裂外，断口出现了的韧窝，可看到明显的变形特征，试样表现出了一定的塑性，此时，试样的Z值已达到50%以上，1000℃时，断口出现大量的韧窝，断裂方式为穿晶延性断裂。1050℃和1150℃由于温度较高，试样的断口已熔化，形成了光滑的凝固表面，因此未看见大量的韧窝，但断口周围有很大的塑性变形。1375℃时试样的断口发现大量低熔点的Fe(O、S)化合物，其EDS分析结果如图4所示，因此产生了热脆，试样表现出较差的塑性。
Figure 3. Fracture morphologies of samples at different temperatures
图3. 不同温度下试样的断口形貌
Figure 4. EDS energy spectrum of 1375˚C
图4. 1375℃ EDS能谱
3.3. 断口及附近区域的金相分析
对不同温度下试样断口附近区域的金相组织分析，由图5可以看出，600℃~750℃间试样晶界处出现沿晶薄膜状F(铁素体)，其中750℃时，沿晶铁素体由于很薄，已不明显。800℃时沿晶铁素体已完全消失。800℃~900℃和1375℃晶界粗大，如图5所示，导致晶界结合力很差，脆性严重，这与前面分析的结果相一致。主要原因是加热温度在临界温度以下时，原始铁素体+珠光体组织未发生转变，在750℃及以上温度时，开始进行奥氏体转变，随着温度升高，奥氏体晶粒度变得粗大，在随后的水冷过程中，奥氏体转变为马氏体，并且马氏体转变过程中，保留了原始奥氏体晶粒度，通过以下金相组织可以清晰看出。组织塑性很好的1150℃试样在通过水介质淬火后，可以看出晶粒粗大，组织由原奥氏体组织全部转变为马氏体。
Figure 5. Metallographic structure near fracture of sample at different temperature
图5. 不同温度试样断口附近的金相组织
3.4. 不同区间断裂机理分析
3.4.1. 第I脆性温度区断裂机理
第I脆性温度区为1250℃~熔点，因S、O等杂质元素的偏析导致树枝状晶产生熔点较低的液相膜，在温度很高时，导致部分晶界熔化，在变形应力的拉动下，试样迅速沿晶界发生断裂。
3.4.2. 第III脆性温度区断裂机理
第III脆性温度区域试样断裂主要由两个方面原因造成，即奥氏体单相区低温域的催化和奥氏体向铁素体转变的高温域的脆性。前者由钢中质点AlN、VCN等的析出引起，后者为两相区脆化，在γ→α转变时优先在奥氏体晶界处析出薄膜状的α铁素体，α铁素体较软，其强度仅为奥氏体的1/4，因此在外力作用下，变形主要集中在沿奥氏体晶界分布的α铁素体中，使α相中存在的微小孔洞和裂纹聚合、长大，最后导致晶界断裂 [4]。
3.4.3. 良好塑性区断裂机理
1250℃~1000℃的温度范围已进入奥氏体单相区的高温区域并发生动态再结晶，高温下产生强大变形应力使晶界发生迁移，当晶界迁移速度比晶界滑移速度快时，晶粒能够包裹已形成的微裂纹，裂纹不会继续扩展，因此这些裂纹不能在晶界聚集和长大，材料表现出良好的热塑性 [5]。晶界迁移阻断晶界的裂纹同时晶界也会受到裂纹拉力，迁移的晶界被“捕获”，当裂纹拉力或捕获频率较大时，即使变形初期原奥氏体晶界面迁移避开裂纹产生处，仍会导致晶间断裂。
4. 结论
1) 36Mn2V良好塑性区温度范围为1250℃~1000℃；第Ⅲ脆性区温度范围为1000℃~600℃；钢的零强度温度为1440℃，零塑性温度为1400℃。
2) 连铸过程36Mn2V的矫直温度应控制在950℃以上，使得矫直温度避开低温脆性区；二冷区采用弱冷，并适当降低拉速，防止内部裂纹的产生，保证产品质量。