49MnVS3非调质钢连铸方坯中心裂纹分析

D0I:10.13374h.issn1001-053x.2012.08.016 第34卷第8期 北京科技大学学报 Vol.34 No.8 2012年8月 Journal of University of Science and Technology Beijing Aug.2012 49MnVS3非调质钢连铸方坯中心裂纹分析 苑阳阳☒ 张炯明肖超 胡招凡陈少东 北京科技大学治金与生态工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:yybll@126.com 摘要采用金相、扫描电镜及能谱分析了连铸方坯中心位置的宏观和微观特征.发现偏析是导致中心裂纹产生的主要原 因，裂纹发生在柱状晶末端和粗大等轴晶区，沿一次枝晶晶界展开：开裂方式为沿晶开裂，开裂时期处于液相。存在两种晶界 偏析，一种为析出的MS夹杂物，另一种为聚集的浓化钢液.中心位置析出物未达到非调质钢质量要求 关键词非调质钢：连铸：方坯：裂纹：枝晶：偏析 分类号TF777.2 Analysis on central cracks in a continuous casting bloom of non-quenched and tempered steel 49MnVS3 YUAN Yang-yang,ZHANG Jiong-ming,XIAO Chao,HU Zhao-fan,CHEN Shao-dong School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:yyylll@126.com ABSTRACT Macro-and micro-characteristics at the center of a continuous casting bloom of non-quenched and tempered steel 49MnVS3 were investigated by optical microscopy,scanning electron microscopy and energy dispersive spectrometry.It is found that serious segregation induces a central crack.The crack occurs at the end of columnar grains and the zone of coarse equiaxed grains,and propagates along the boundaries of primary dendrites.The clacking mode is intergranular cracking,which happens in the liquid phase. There are two kinds of grain boundary segregations,one is the precipitation of MnS inclusions,and the other is the concentration of liquid steel.The precipitated inclusions at the central position do not meet the requirements of the non-quenched and tempered steel. KEY WORDS non-quenched and tempered steel:continuous casting:blooms:cracks:dendrites:segregation 非调质钢具有节能、环保和降低成本等众多优 3]表明，大方坯中心裂纹的形成是连铸过程中力学因 点，己经在很多发达国家汽车行业中的轴类零件中 素和治金性能综合作用的结果，影响因素较多 得到广泛应用.近年来，随着国内汽车工业的快速 49MnVS3非调质钢是一种中碳微合金非调质 发展，汽车用非调质钢的市场越来越大.与传统模 钢.研究发现：当C的质量分数大于0.45%时，偏 铸工艺相比，非调质钢连铸具有生产效率高、成本低 析程度急剧增大0；当钢中含有多种合金元素（如 等特点，是未来的趋势) 铌、钒和钛)时，其形成的氮碳化物会在晶界析出， 国内某钢厂采用电炉一LF精炼-VD精炼一连铸 且析出行为复杂-：非调质钢要求具有良好的加 生产的非调质钢大方坯经常出现中心裂纹.中心裂 工性能，有较高的S含量圆，S是一种易偏析元素， 纹是铸坯的重要缺陷，其形成往往与偏析、疏松等共 容易造成铸坯裂纹.综合考虑，49MnVS3非调质钢 生.中心裂纹的形成原因有很多，并且有一些不易确 较一般钢种更容易产生裂纹.本文通过便携式显示 定的因素，理论上机理也不太成熟，研究难度很大. 仪、金相显微镜以及扫描电镜对连铸方坯中心位置 目前大部分研究工作还是依赖于工艺实践.文献2一 的宏观和微观特征进行了研究. 收稿日期：20110607 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51074022)

第 34 卷 第 8 期 2012 年 8 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 8 Aug． 2012 49MnVS3 非调质钢连铸方坯中心裂纹分析 苑阳阳! 张炯明 肖 超 胡招凡 陈少东 北京科技大学冶金与生态工程学院，北京 100083 !通信作者，E-mail: yyylxll@ 126． com 摘 要 采用金相、扫描电镜及能谱分析了连铸方坯中心位置的宏观和微观特征． 发现偏析是导致中心裂纹产生的主要原 因，裂纹发生在柱状晶末端和粗大等轴晶区，沿一次枝晶晶界展开; 开裂方式为沿晶开裂，开裂时期处于液相． 存在两种晶界 偏析，一种为析出的 MnS 夹杂物，另一种为聚集的浓化钢液． 中心位置析出物未达到非调质钢质量要求． 关键词 非调质钢; 连铸; 方坯; 裂纹; 枝晶; 偏析 分类号 TF777. 2 Analysis on central cracks in a continuous casting bloom of non-quenched and tempered steel 49MnVS3 YUAN Yang-yang! ，ZHANG Jiong-ming，XIAO Chao，HU Zhao-fan，CHEN Shao-dong School of Metallurgical and Ecological Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China !Corresponding author，E-mail: yyylxll@ 126． com ABSTRACT Macro- and micro-characteristics at the center of a continuous casting bloom of non-quenched and tempered steel 49MnVS3 were investigated by optical microscopy，scanning electron microscopy and energy dispersive spectrometry． It is found that serious segregation induces a central crack． The crack occurs at the end of columnar grains and the zone of coarse equiaxed grains，and propagates along the boundaries of primary dendrites． The clacking mode is intergranular cracking，which happens in the liquid phase． There are two kinds of grain boundary segregations，one is the precipitation of MnS inclusions，and the other is the concentration of liquid steel． The precipitated inclusions at the central position do not meet the requirements of the non-quenched and tempered steel． KEY WORDS non-quenched and tempered steel; continuous casting; blooms; cracks; dendrites; segregation 收稿日期: 2011--06--07 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51074022) 非调质钢具有节能、环保和降低成本等众多优 点，已经在很多发达国家汽车行业中的轴类零件中 得到广泛应用． 近年来，随着国内汽车工业的快速 发展，汽车用非调质钢的市场越来越大． 与传统模 铸工艺相比，非调质钢连铸具有生产效率高、成本低 等特点，是未来的趋势［1］． 国内某钢厂采用电炉--LF 精炼--VD 精炼--连铸 生产的非调质钢大方坯经常出现中心裂纹． 中心裂 纹是铸坯的重要缺陷，其形成往往与偏析、疏松等共 生． 中心裂纹的形成原因有很多，并且有一些不易确 定的因素，理论上机理也不太成熟，研究难度很大． 目前大部分研究工作还是依赖于工艺实践． 文献［2-- 3］表明，大方坯中心裂纹的形成是连铸过程中力学因 素和冶金性能综合作用的结果，影响因素较多． 49MnVS3 非调质钢是一种中碳微合金非调质 钢． 研究发现: 当 C 的质量分数大于 0. 45% 时，偏 析程度急剧增大［4］; 当钢中含有多种合金元素( 如 铌、钒和钛) 时，其形成的氮碳化物会在晶界析出， 且析出行为复杂［5--7］; 非调质钢要求具有良好的加 工性能，有较高的 S 含量［8］，S 是一种易偏析元素， 容易造成铸坯裂纹． 综合考虑，49MnVS3 非调质钢 较一般钢种更容易产生裂纹． 本文通过便携式显示 仪、金相显微镜以及扫描电镜对连铸方坯中心位置 的宏观和微观特征进行了研究． DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.08.016

第8期 苑阳阳等：49MnVS3非调质钢连铸方坯中心裂纹分析 ·893· 铸坯上各取一段出现中心裂纹的作横截面试样，断 研究方法 面尺寸为425mm×320mm.49MnVS3非调质钢的 从电炉-LF精炼-VD精炼一连铸生产的三块连 主要化学成分如表1所示 表149MnVS3非调质钢的主要化学成分（质量分数） Table 1 Main chemical composition of non-quenched and tempered steel 49MnVS3 % C Si Mn P Al, Ti Nb N 0 0.475 0.373 0.734 0.009 0.014 0.02 0.10 0.02 0.0108 0.0015 0.0483 选取其中一块铸坯依次采用以下方法对裂纹试 同时存在一定的中心偏析、中心疏松和缩孔 样进行检验分析 表249MnVS3非调质钢实验铸坯低倍检验结果 (1)采用体积比1：1的盐酸溶液加热至80℃左 Table 2 Macro graphic examination of non-quenched and tempered steel 右浸蚀铸坯试样，观察试样的低倍组织，得到裂纹的 49Mn VS3 形貌、分布和长度等数据：酸浸实验后，对酸浸面加 编号 中心裂纹 中心偏析 中心疏松 缩孔 工5mm,然后对横截面试样进行钻孔取样，钻孔直 4级 1级 1级 2级 径6mm,每孔深度应接近10mm.取样位置具体为： 4级 1级 0级 2级 从铸坯中心位置到内弧表面依次间隔10、10、10、 3 3级 1级 2级 1级 10、30、30、30、14和14mm取九个点，从中心到外弧 表面依次间隔10mm取三个点，加上中心点，总计 C和S元素沿大方坯厚度方向的质量分数和偏 13个点. 析指数分布如图1所示，外弧表面到中心的距离为 (2)在裂纹试样上取样，磨平、抛光，用热饱和 正.铸坯中心偏析严重，C、S在铸坯中心处呈现最 苦味酸溶液侵蚀试样表面，在便携式显示仪下观察 大正偏析，偏析指数分别为1.31和1.66：在距离铸 该位置的柱状晶、等轴晶与裂纹的关系：然后将裂纹 坯中心大约10mm处呈现最大负偏析，偏析指数分 试样剥开，用扫描电镜观察裂纹开裂面的形貌及成 别为0.92和0.71；其余位置比较均匀，偏析指数在 分；之后将裂纹试样用4%的硝酸酒精溶液侵蚀，在 1.0附近波动. 金相显微镜下观察试样的组织结构，用扫描电镜分 中心裂纹横截面酸浸低倍照片如图2为所示 析裂纹和晶界处元素的分布、夹杂物之间的关系. 裂纹在横截面上开裂方向与铸坯内弧垂直，起始位 置距内弧表面为90mm,总长度为120mm;按 2结果与分析 图2(b)所示取试样1和试样2，试样1中心位置距 内弧表面为110mm,位置2中心位置距内弧表面为 2.1中心裂纹的宏观检测分析 160mm,试样尺寸约为25mm×40mm.裂纹具有方 49MnVS3非调质钢实验铸坯低倍检验结果如 向性，垂直于内弧面裂纹贯穿试样前后两面，具有一 表2所示.三块实验铸坯均存在严重的中心裂纹， 定纵深. 0.65 2.0 (a) 0.09 0.08 18 0.60 一一C质量分数 一S质量分数 一·一C偏析指数 一S偏析指数 1.2 .4 0.50 1.2 0 45 0.9 004 0.8 0.40-150-120-90-60-300 3008 0.03 -150-120-90-60-300 3006 距铸坯中心距离/mm E铸坯中心离/mm 图1元素沿大方坯厚度方向的质量分数和偏析指数分布.(a)C:(b)S Fig.I Mass fraction of elements and segregation index along the bloom's thickness direction:(a)C:(b)S

第 8 期 苑阳阳等: 49MnVS3 非调质钢连铸方坯中心裂纹分析 1 研究方法 从电炉--LF 精炼--VD 精炼--连铸生产的三块连 铸坯上各取一段出现中心裂纹的作横截面试样，断 面尺寸为 425 mm × 320 mm． 49MnVS3 非调质钢的 主要化学成分如表 1 所示． 表 1 49MnVS3 非调质钢的主要化学成分( 质量分数) Table 1 Main chemical composition of non-quenched and tempered steel 49MnVS3 % C Si Mn P Als Ti V Nb N O S 0. 475 0. 373 0. 734 0. 009 0. 014 0. 02 0. 10 0. 02 0. 010 8 0. 001 5 0. 048 3 选取其中一块铸坯依次采用以下方法对裂纹试 样进行检验分析． ( 1) 采用体积比 1∶ 1的盐酸溶液加热至 80 ℃左 右浸蚀铸坯试样，观察试样的低倍组织，得到裂纹的 形貌、分布和长度等数据; 酸浸实验后，对酸浸面加 工 5 mm，然后对横截面试样进行钻孔取样，钻孔直 径 6 mm，每孔深度应接近 10 mm． 取样位置具体为: 从铸坯中心位置到内弧表面依次间隔 10、10、10、 10、30、30、30、14 和 14 mm 取九个点，从中心到外弧 表面依次间隔 10 mm 取三个点，加上中心点，总计 13 个点． ( 2) 在裂纹试样上取样，磨平、抛光，用热饱和 苦味酸溶液侵蚀试样表面，在便携式显示仪下观察 该位置的柱状晶、等轴晶与裂纹的关系; 然后将裂纹 试样剥开，用扫描电镜观察裂纹开裂面的形貌及成 分; 之后将裂纹试样用 4% 的硝酸酒精溶液侵蚀，在 金相显微镜下观察试样的组织结构，用扫描电镜分 析裂纹和晶界处元素的分布、夹杂物之间的关系． 2 结果与分析 2. 1 中心裂纹的宏观检测分析 49MnVS3 非调质钢实验铸坯低倍检验结果如 表 2 所示． 三块实验铸坯均存在严重的中心裂纹， 同时存在一定的中心偏析、中心疏松和缩孔． 表 2 49MnVS3 非调质钢实验铸坯低倍检验结果 Table 2 Macro graphic examination of non-quenched and tempered steel 49MnVS3 编号 中心裂纹 中心偏析 中心疏松 缩孔 1 4 级 1 级 1 级 2 级 2 4 级 1 级 0 级 2 级 3 3 级 1 级 2 级 1 级 C 和 S 元素沿大方坯厚度方向的质量分数和偏 析指数分布如图 1 所示，外弧表面到中心的距离为 正． 铸坯中心偏析严重，C、S 在铸坯中心处呈现最 大正偏析，偏析指数分别为 1. 31 和 1. 66; 在距离铸 坯中心大约 10 mm 处呈现最大负偏析，偏析指数分 别为 0. 92 和 0. 71; 其余位置比较均匀，偏析指数在 1. 0 附近波动． 中心裂纹横截面酸浸低倍照片如图 2 为所示． 裂纹在横截面上开裂方向与铸坯内弧垂直，起始位 置距 内 弧 表 面 为 90 mm，总 长 度 为 120 mm; 按 图 2( b) 所示取试样 1 和试样 2，试样 1 中心位置距 内弧表面为 110 mm，位置 2 中心位置距内弧表面为 160 mm，试样尺寸约为 25 mm × 40 mm． 裂纹具有方 向性，垂直于内弧面裂纹贯穿试样前后两面，具有一 定纵深． 图 1 元素沿大方坯厚度方向的质量分数和偏析指数分布． ( a) C; ( b) S Fig． 1 Mass fraction of elements and segregation index along the bloom's thickness direction: ( a) C; ( b) S ·893·

·894· 北京科技大学学报 第34卷 内 (b) 高 20mm 图2铸坯中心裂纹照片.(a)酸浸低倍照片：(b)图2(a)的局部放大 Fig.2 Macrographs of the central crack in the casting bloom:(a)macrograph etched by hydrochloric acid:(b)local magnification of Fig.2(a) 中心裂纹苦味酸浸蚀照片如图3所示.位置1区，形貌相似，沿一次枝晶间隙展开 和位置2的裂纹分别在柱状晶区末端和粗大等轴晶 5mm 5 mm 图3中心裂纹苦味酸浸蚀照片.(a)试样1：(b)试样2 Fig.3 Photographs of the central crack after etching by picric acid:(a)Sample 1:(b)Sample 2 根据枝晶间距与冷却速率经典关系式回： 小，富集溶质所占的体积分数小，微观偏析倾向小 入，=ae". (1) 铸坯的二次枝晶间距远远大于文献值，所以考虑到 式中：a和n为常数，分别取109.2和0.44：入.为二 富集溶质和微观偏析的影响，进一步对中心裂纹进 次枝晶间距，um;e为冷却速率，Ks-1 行了微观检测分析. 在试样1上按距离内弧远近依次取三个点，分 2.2中心裂纹的微观检测分析 别为此试样上裂纹开裂的起始点、中间点和结束点， 中心裂纹硝酸酒精侵蚀后的组织形貌如图4所 具体位置见图3(a). 示.裂纹的开裂方式均是沿晶界开裂和延伸，为典 由图3和表3可知，连铸坯中心裂纹起始于柱 型的沿晶开裂形貌. 状晶区末端，该位置柱状晶粗大，二次枝晶间距较 使用扫描电镜观察裂纹断口形貌.中心裂纹表 大，根据式(1)可得出该位置铸坯冷却速率小且持 面的扫描电镜照片如图5所示.裂纹断口表面无明 续减小，凝固缓慢.文献0]的研究也表明：二次枝 显韧窝，而是光滑的凝固液膜和金属液滴，为典型的 晶间距在100~220μm时，枝晶组织细小，枝晶间隙 液相凝固收缩形貌 图6为开裂晶界处和未开裂晶界处元素分布线 表3试样1的二次枝品间距和冷却速率 扫描结果.如图6(a)所示，开裂晶界处与附近其他 Table 3 Secondary arm spacing and cooling rate of Sample 1 位置相比，存在明显的C、S和P偏析，Mn无明显变 位置（到内弧距离）/ 二次枝品 冷却速率/ 编号 化；如图6(b)所示，未开裂晶界处与附近其他位置 mm 间距/μm (K.s-1) 相比，存在明显的P、S和Mn偏析，C无明显变化. 90 347 0.0723 2.3晶界处夹杂物的研究 2 107 397 0.0532 图7可以看出，晶界处存在较多黑点，形状多呈 3 124 426 0.0453 长条状或块状，尺寸大小不一，多在10~20m.通

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 2 铸坯中心裂纹照片． ( a) 酸浸低倍照片; ( b) 图 2( a) 的局部放大 Fig． 2 Macrographs of the central crack in the casting bloom: ( a) macrograph etched by hydrochloric acid; ( b) local magnification of Fig． 2( a) 中心裂纹苦味酸浸蚀照片如图 3 所示． 位置 1 和位置 2 的裂纹分别在柱状晶区末端和粗大等轴晶 区，形貌相似，沿一次枝晶间隙展开． 图 3 中心裂纹苦味酸浸蚀照片． ( a) 试样 1; ( b) 试样 2 Fig． 3 Photographs of the central crack after etching by picric acid: ( a) Sample 1; ( b) Sample 2 根据枝晶间距与冷却速率经典关系式［9］: λs = aε － n ． ( 1) 式中: a 和 n 为常数，分别取 109. 2 和 0. 44; λs为二 次枝晶间距，μm; ε 为冷却速率，K·s － 1 ． 在试样 1 上按距离内弧远近依次取三个点，分 别为此试样上裂纹开裂的起始点、中间点和结束点， 具体位置见图 3( a) ． 由图 3 和表 3 可知，连铸坯中心裂纹起始于柱 状晶区末端，该位置柱状晶粗大，二次枝晶间距较 大，根据式( 1) 可得出该位置铸坯冷却速率小且持 续减小，凝固缓慢． 文献［10］的研究也表明: 二次枝 晶间距在 100 ～ 220 μm 时，枝晶组织细小，枝晶间隙 表 3 试样 1 的二次枝晶间距和冷却速率 Table 3 Secondary arm spacing and cooling rate of Sample 1 编号 位置( 到内弧距离) / mm 二次枝晶 间距/μm 冷却速率/ ( K·s － 1 ) 1 90 347 0. 072 3 2 107 397 0. 053 2 3 124 426 0. 045 3 小，富集溶质所占的体积分数小，微观偏析倾向小． 铸坯的二次枝晶间距远远大于文献值，所以考虑到 富集溶质和微观偏析的影响，进一步对中心裂纹进 行了微观检测分析． 2. 2 中心裂纹的微观检测分析 中心裂纹硝酸酒精侵蚀后的组织形貌如图 4 所 示． 裂纹的开裂方式均是沿晶界开裂和延伸，为典 型的沿晶开裂形貌． 使用扫描电镜观察裂纹断口形貌． 中心裂纹表 面的扫描电镜照片如图 5 所示． 裂纹断口表面无明 显韧窝，而是光滑的凝固液膜和金属液滴，为典型的 液相凝固收缩形貌． 图 6 为开裂晶界处和未开裂晶界处元素分布线 扫描结果． 如图 6( a) 所示，开裂晶界处与附近其他 位置相比，存在明显的 C、S 和 P 偏析，Mn 无明显变 化; 如图 6( b) 所示，未开裂晶界处与附近其他位置 相比，存在明显的 P、S 和 Mn 偏析，C 无明显变化． 2. 3 晶界处夹杂物的研究 图 7 可以看出，晶界处存在较多黑点，形状多呈 长条状或块状，尺寸大小不一，多在 10 ～ 20 μm． 通 ·894·

第8期 苑阳阳等：49MnVS3非调质钢连铸方坯中心裂纹分析 ·895· 2004m ,200m 图4中心裂纹硝酸酒精侵蚀后的组织形貌.(a)试样1：(b)试样2 Fig.4 Morphology of the central crack after etching by a nitric acid and alcohol solution:(a)Position 1:(b)Position 2 图5中心裂纹表面的扫描电镜照片 Fig.5 SEM image of the central crack surface C偏析 P偏析 C偏析 偏析 500m 500m 100m 100m S偏析 Mn偏析 偏析 n偏析 500m 500m 100m 100m a ) 图6扫描电镜线扫描的元素分布.(a)开裂品界处：(b)未开裂晶界处 Fig.6 Element distributions at the grain boundary by SEM line scanning:(a)cracked position:(b)uncracked position 过能谱分析，得到表4结果，大多为MnS夹杂物. 表4位置A、B和C的化学成分（原子分数） Table 4 Chemical compositions at Point A,B and C % 位置 Mn 会 A 16.22 13.99 69.79 51.98 41.26 6.76 45.17 39.35 15.48 在EDS能谱分析中，因为C和N根据能谱计算 100m 的元素含量参考价值较小，所以实际观察中并不测 图7品界处夹杂物形貌 量C和N的能谱0.中心位置的夹杂物如图8所 Fig.7 Morphology of inclusions on the grain boundary 示.夹杂物主要为(Mn,Fe)S夹杂物和Ti-Nb-V

第 8 期 苑阳阳等: 49MnVS3 非调质钢连铸方坯中心裂纹分析 图 4 中心裂纹硝酸酒精侵蚀后的组织形貌． ( a) 试样 1; ( b) 试样 2 Fig． 4 Morphology of the central crack after etching by a nitric acid and alcohol solution: ( a) Position 1; ( b) Position 2 图 5 中心裂纹表面的扫描电镜照片 Fig． 5 SEM image of the central crack surface 图 6 扫描电镜线扫描的元素分布． ( a) 开裂晶界处; ( b) 未开裂晶界处 Fig． 6 Element distributions at the grain boundary by SEM line scanning: ( a) cracked position; ( b) uncracked position 过能谱分析，得到表 4 结果，大多为 MnS 夹杂物． 图 7 晶界处夹杂物形貌 Fig． 7 Morphology of inclusions on the grain boundary 表 4 位置 A、B 和 C 的化学成分( 原子分数) Table 4 Chemical compositions at Point A，B and C % 位置 S Mn Fe A 16. 22 13. 99 69. 79 B 51. 98 41. 26 6. 76 C 45. 17 39. 35 15. 48 在 EDS 能谱分析中，因为 C 和 N 根据能谱计算 的元素含量参考价值较小，所以实际观察中并不测 量 C 和 N 的能谱［11］． 中心位置的夹杂物如图 8 所 示． 夹杂物主要为( Mn，Fe) S 夹杂物和 Ti--Nb--V ·895·

·896 北京科技大学学报 第34卷 (C,N)夹杂物.这两种夹杂物都是在钢液凝固过程 的浓化钢液，钢液中由于偏析含有大量残余的C、S, 中析出形成的 但是缺少能够中和S的足量Mn. 600 观察图5可知，裂纹表面是高低不平的凝固的 400 液膜和金属液滴，表明该位置在裂纹开裂时处于液 Mn 200 态，开裂后钢液补充量不足.这是由于溶质元素在 Mn 0 凝固过程中不断富集，尤其是C的富集，降低了钢 5 gm 0 液凝固点，使钢的第I脆性温度区向低温区移动；S 能量keV 800 的富集形成低熔点的FeS,降低晶界强度，促进晶界 (d) T 滑移，降低钢的延塑性).当外加应力总和超过铸 400 坯的临界应力时，铸坯在凝固前沿的一次枝晶间隙 200 Nb 液膜破裂，表现为柱状晶末端开裂，方向垂直于内弧 10m 0 0 6 面.粗大等轴晶区的一次枝晶间隙液膜在己经形成 能量hcV 的裂纹和凝固收缩应力的作用下持续破裂，表现为 图8中心位置夹杂物.(a)硫化物：(b)硫化物能谐：(c)氮 裂纹沿着裂纹起始方向，在一次枝晶间隙展开，这样不 碳化物：(d)氮碳化物能谱 停地循环直至凝固完成，最终形成严重的中心裂纹. Fig.8 Inclusions at the central position:(a)sulfides:(b)corre- sponding EDS spectrum of Fig.(a):(c)nitrides/carbides:(d)cor- 4结论 responding EDS spectrum of Fig.(c) (1)连铸方坯冷却速率过低是引起的C、S偏 3 讨论 析的主要原因：严重的C、S偏析是导致中心裂纹产 生的主要原因.中心裂纹起始于柱状晶末端，贯穿 通过对铸坯中心位置的宏观以及微观分析，可 粗大等轴晶区，沿一次枝晶晶界展开：开裂方式为沿 以发现偏析是裂纹产生的主要原因，冷却速率过低 晶开裂，开裂时期处于液相. 是引起偏析的主要原因.在凝固阶段，由于冷却速 (2)中心位置存在两种晶界偏析，未开裂晶界 率过低，枝晶生长速率较缓，二次枝晶间隙大，枝晶 处的偏析是固液两相区形成的MS夹杂物析出引 间形成较大的“通道”；同时由于冷却速率过低，固 起的，而开裂晶界出的偏析是低熔点的浓化钢液聚 液界面的溶质元素较平衡分配，被不断推向液相区， 集引起的 逐渐形成凝固点较低的浓化钢液，而这些浓化钢液 (3)中心位置形成了异常粗大(Mn,Fe)S夹杂 可以轻松地通过枝晶间“通道”流向铸坯中心.浓化 物和Ti-Nb-V(C,N)夹杂物，未达到非调质钢质量 钢液随着凝固的进行集中到铸坯中心位置，没有空 要求 间继续流动，其中的溶质元素便随着固相的增加，大 部分以夹杂物的形式在晶界处析出，过高的溶质含 参考文献 量和过低的冷却速率，提供了析出类夹杂物充分形 成与生长的条件，可以解释该位置发现的异常粗大 ] Brimacombe J K.Empowerment with knowledge:toward the intel- ligent mold for the continuous casting of steel billets.Metall Trans 的(Mn,Fe)S夹杂物和Ti-Nb-V(C,N)夹杂物. B,1993,24(6):917 比较图6(a)和(b)可以发现中心位置晶界处 2] Brimacombe J K,Sorimachi K.Crack formation in the continuous 的溶质元素不尽相同，未开裂晶界处存在S、Mn偏 casting of steel.Metall Trans B,1977,8(2):489 析而开裂晶界处存在C、S偏析，这是因为两种晶界 B] Cai KK.Cast and Solidification.Beijing:Metallurgical Industry Press,1987 的形成时间不同.观察图7可知未开裂晶界处的S、 (蔡开科.浇注与凝固.北京：治金工业出版社，1987) Mn偏析为MnsS夹杂物，钢液在凝固过程中，晶间残 4] Jiang L H,Tian N Y.Study of centerline segregation in spring 余液相中的S、M逐渐过饱和在固液两相区析出形 steel bloom.Iron Steel,2010,45 (1)43 成MnS夹杂物☒，形状呈不规则块状，尺寸较大， (蒋丽红，田乃媛.弹簧钢连铸坯中心偏析的研究.钢铁， 未达到非调质钢要求，但是形成的MnS改善了S的 2010,45(1):43) 5] Ishikawa F,Takahashi T,Ochi T.Intragranular ferrite nucleation 晶界脆性；而开裂晶界处的C、S偏析为浓化钢液聚 in medium-carbon vanadium steels.Metall Mater Trans A,1994, 集所致，钢液在凝固过程中收缩，需要钢液补充，柱 25(5):929 状晶品末端位置间隙较大，这时候只存在凝固点较低 6 Yuan X Q,Liu Z Y,Jiao S H,et al.The onset temperatures of y

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 ( C，N) 夹杂物． 这两种夹杂物都是在钢液凝固过程 中析出形成的． 图 8 中心位置夹杂物． ( a) 硫化物; ( b) 硫化物能谱; ( c) 氮 碳化物; ( d) 氮碳化物能谱 Fig． 8 Inclusions at the central position: ( a) sulfides; ( b) corre￾sponding EDS spectrum of Fig． ( a) ; ( c) nitrides/carbides; ( d) cor￾responding EDS spectrum of Fig． ( c) 3 讨论 通过对铸坯中心位置的宏观以及微观分析，可 以发现偏析是裂纹产生的主要原因，冷却速率过低 是引起偏析的主要原因． 在凝固阶段，由于冷却速 率过低，枝晶生长速率较缓，二次枝晶间隙大，枝晶 间形成较大的“通道”; 同时由于冷却速率过低，固 液界面的溶质元素较平衡分配，被不断推向液相区， 逐渐形成凝固点较低的浓化钢液，而这些浓化钢液 可以轻松地通过枝晶间“通道”流向铸坯中心． 浓化 钢液随着凝固的进行集中到铸坯中心位置，没有空 间继续流动，其中的溶质元素便随着固相的增加，大 部分以夹杂物的形式在晶界处析出，过高的溶质含 量和过低的冷却速率，提供了析出类夹杂物充分形 成与生长的条件，可以解释该位置发现的异常粗大 的( Mn，Fe) S 夹杂物和 Ti--Nb--V( C，N) 夹杂物． 比较图 6( a) 和( b) 可以发现中心位置晶界处 的溶质元素不尽相同，未开裂晶界处存在 S、Mn 偏 析而开裂晶界处存在 C、S 偏析，这是因为两种晶界 的形成时间不同． 观察图 7 可知未开裂晶界处的 S、 Mn 偏析为 MnS 夹杂物，钢液在凝固过程中，晶间残 余液相中的 S、Mn 逐渐过饱和在固液两相区析出形 成 MnS 夹杂物［12］，形状呈不规则块状，尺寸较大， 未达到非调质钢要求，但是形成的 MnS 改善了 S 的 晶界脆性; 而开裂晶界处的 C、S 偏析为浓化钢液聚 集所致，钢液在凝固过程中收缩，需要钢液补充，柱 状晶末端位置间隙较大，这时候只存在凝固点较低 的浓化钢液，钢液中由于偏析含有大量残余的 C、S， 但是缺少能够中和 S 的足量 Mn． 观察图 5 可知，裂纹表面是高低不平的凝固的 液膜和金属液滴，表明该位置在裂纹开裂时处于液 态，开裂后钢液补充量不足． 这是由于溶质元素在 凝固过程中不断富集，尤其是 C 的富集，降低了钢 液凝固点，使钢的第Ⅰ脆性温度区向低温区移动; S 的富集形成低熔点的 FeS，降低晶界强度，促进晶界 滑移，降低钢的延塑性［13］． 当外加应力总和超过铸 坯的临界应力时，铸坯在凝固前沿的一次枝晶间隙 液膜破裂，表现为柱状晶末端开裂，方向垂直于内弧 面． 粗大等轴晶区的一次枝晶间隙液膜在已经形成 的裂纹和凝固收缩应力的作用下持续破裂，表现为 裂纹沿着裂纹起始方向，在一次枝晶间隙展开，这样不 停地循环直至凝固完成，最终形成严重的中心裂纹． 4 结论 ( 1) 连铸方坯冷却速率过低是引起的 C、S 偏 析的主要原因; 严重的 C、S 偏析是导致中心裂纹产 生的主要原因． 中心裂纹起始于柱状晶末端，贯穿 粗大等轴晶区，沿一次枝晶晶界展开; 开裂方式为沿 晶开裂，开裂时期处于液相． ( 2) 中心位置存在两种晶界偏析，未开裂晶界 处的偏析是固液两相区形成的 MnS 夹杂物析出引 起的，而开裂晶界出的偏析是低熔点的浓化钢液聚 集引起的． ( 3) 中心位置形成了异常粗大( Mn，Fe) S 夹杂 物和 Ti--Nb--V( C，N) 夹杂物，未达到非调质钢质量 要求． 参 考 文 献 ［1］ Brimacombe J K． Empowerment with knowledge: toward the intel￾ligent mold for the continuous casting of steel billets． Metall Trans B，1993，24( 6) : 917 ［2］ Brimacombe J K，Sorimachi K． Crack formation in the continuous casting of steel． Metall Trans B，1977，8( 2) : 489 ［3］ Cai K K． Cast and Solidification． Beijing: Metallurgical Industry Press，1987 ( 蔡开科． 浇注与凝固． 北京: 冶金工业出版社，1987) ［4］ Jiang L H，Tian N Y． Study of centerline segregation in spring steel bloom． Iron Steel，2010，45( 1) : 43 ( 蒋丽红，田乃媛． 弹簧钢连铸坯中心偏析的研究． 钢 铁， 2010，45( 1) : 43) ［5］ Ishikawa F，Takahashi T，Ochi T． Intragranular ferrite nucleation in medium-carbon vanadium steels． Metall Mater Trans A，1994， 25( 5) : 929 ［6］ Yuan X Q，Liu Z Y，Jiao S H，et al． The onset temperatures of γ ·896·