冷却速度对含铌、钛微合金钢铸坯表层组织结构的影响

D01:10.13374.isml00103x.2009.09.004 第31卷第9期 北京科技大学学报 Vol.31 No.9 2009年9月 Journal of University of Science and Technology Beijing Sp.2009 冷却速度对含铌、钛微合金钢铸坯表层组织结构的 影响 马范军1)文光华”唐萍D徐国栋2》梅峰2) 1)重庆大学材料科学与工程学院重庆4000442)宝山钢铁股份有限公司，上海201900 摘要铸坯出结晶器后的冷却速度是影响和决定铸坯表层组织结构(0~5mm)及第2相析出物分布的关键因素.在开发重 熔凝固冷却实验装置的基础上，模拟铸坯在垂直段的凝固冷却条件，研究不同冷却速度对铸坯表层组织与第2相析出物分布 的影响.研究表明，在08m‘mim一1拉速下，以5℃·。1的冷却速度使铸坯在出结晶器后表面温度下降到A3温度以下，得到 的表层组织均匀，晶界无膜状先共析铁素体微合金元素析出物在晶内分布均匀，有利于提高铸坯热塑性及降低裂纹敏感性 关键词铸坯：冷却速度：先共析铁素体：热塑性；裂纹敏感性 分类号TF777.1 Effect of cooling rate on the slab surface microstructure of microalloyed steel con- taining Nb and Ti MA Fan-jun.WEN Guang-hua.TANG Ping.XU Guo dong2.MEI Feng? 1)College of Materials Science and Engineering.Chongcing Uriversity,Chongqing 400044.China 2)Baoshan Imon and Steel Co.Ltd..Shanghai 201900.China ABSTRACT Cooling rate is a key factor w hich affects the surface (0 to 5 mm)microstructure of a slab and the distribution of the second phase precipitates after the slab leaves the mould.In order to simulate the thermal cycle when a slab is drawn to the vertical segment.a remelting and solidification cooling experimental device was designed.The influences of cooling rate on the surface mi- crostructure of a slab and the distribution of the second phase precipitates were investigated.It is shown that when the slab is drawn into the vertical segment at a speed of 0.8m'min and the slab surface is cooled to less than the A3 transformation temperature by intensive cooling at a cooling rate of 5 Cs,the surface microstructure of the slab is uniform,the second phase precipitates contain- ing Nb and Ti are well-distributed.and film-like proeutectoid ferrite does not precipitate along the astenite grain boundaries.These help to improve the hot ductility and to alleviate the cracking susceptibility of the slab. KEY WORDS slab:cooling rate:procutecoid fernite:hot ductility:cracking susceptibility 表面横裂纹一直是困扰微合金钢连铸的重要问 面的二维传热，角部温度不可避免地会处于低塑性 题之一，国内外学者对此进行了大量研究.表 温度区，因此这些研究没有从根本上消除表面横裂 面横裂纹通常是在振痕根部沿原奥氏体晶界的膜状 纹的发生.最近，Kto等提出了解决该问题的一种 先共析铁素体处产生，是由连铸过程中弯曲或矫直 新思路刂，他们通过控制铸坯表面组织结构，提高 应力集中引起的.在传统的连铸工艺中，让铸坯表 铸坯热塑性，从而减轻铸坯的裂纹敏感性，并得到了 面温度在弯曲或矫直时避开低塑性温度区并不足以成功应用.有关冷却速度与铸坯表层组织结构关系 防止表面横裂纹产生，这是由于板坯宽度方向上温 的研究还未见文献报道，而冷却速度是影响和决定 度分布是不均匀的，尤其是角部受到来自窄面与宽 铸坯表层组织结构的重要因素. 收稿日期：200810-18 作者简介：马范军(1974一，男.博士研究生。E-maik mafj(@平.c.m文光华(1963一，男，教授博士

冷却速度对含铌 、钛微合金钢铸坯表层组织结构的 影响 马范军1) 文光华1) 唐 萍1) 徐国栋2) 梅 峰2) 1)重庆大学材料科学与工程学院, 重庆 400044 2)宝山钢铁股份有限公司, 上海 201900 摘 要 铸坯出结晶器后的冷却速度是影响和决定铸坯表层组织结构(0～ 5 mm)及第 2 相析出物分布的关键因素.在开发重 熔凝固冷却实验装置的基础上, 模拟铸坯在垂直段的凝固冷却条件, 研究不同冷却速度对铸坯表层组织与第 2 相析出物分布 的影响.研究表明, 在 0.8 m·min -1拉速下, 以 5 ℃·s -1的冷却速度, 使铸坯在出结晶器后表面温度下降到 A3 温度以下, 得到 的表层组织均匀, 晶界无膜状先共析铁素体, 微合金元素析出物在晶内分布均匀, 有利于提高铸坯热塑性及降低裂纹敏感性. 关键词 铸坯;冷却速度;先共析铁素体;热塑性;裂纹敏感性 分类号 TF777.1 Effect of cooling rate on the slab surface microstructure of microalloyed steel con￾taining Nb and Ti MA Fan-jun 1), WEN Guang-hua 1), TANG Ping 1), XU Guo-dong 2), MEI Feng 2) 1)College of Materials Science and Engineering , Chongqing Uni versit y , Chongqing 400044 , China 2)Baoshan Iron and S teel Co .Ltd., S hanghai 201900 , China ABSTRACT Cooling rate is a key factor w hich affects the surface (0 to 5 mm)microstructure of a slab and the distribution of the second phase precipitates after the slab leaves the mould.In order to simulate the thermal cy cle w hen a slab is drawn to the vertical segment , a remelting and solidifica tio n cooling experimental device w as designed .The influences of cooling rate on the surface mi￾crostructure of a slab and the distribution o f the second phase precipitates were investigated .It is shown that when the slab is drawn into the vertical segment at a speed of 0.8 m·min -1 and the slab surface is coo led to less than the A3 transformation temperature by intensive cooling at a cooling rate of 5 ℃·s -1 , the surface microstructure of the slab is uniform , the seco nd phase precipitates contain￾ing Nb and Ti are well-distributed , and film-like proeutectoid ferrite does not precipitate along the austenite g rain boundaries.These help to improve the hot ductility and to alleviate the cracking susceptibility of the slab . KEY WORDS slab ;cooling rate;proeutectoid ferrite;hot ductility;cracking susceptibility 收稿日期:2008-10-18 作者简介:马范军(1974—), 男, 博士研究生, E-mail:mafj@cqu.edu.cn;文光华(1963—), 男, 教授, 博士 表面横裂纹一直是困扰微合金钢连铸的重要问 题之一,国内外学者对此进行了大量研究[ 1-4] .表 面横裂纹通常是在振痕根部沿原奥氏体晶界的膜状 先共析铁素体处产生, 是由连铸过程中弯曲或矫直 应力集中引起的.在传统的连铸工艺中 , 让铸坯表 面温度在弯曲或矫直时避开低塑性温度区并不足以 防止表面横裂纹产生 .这是由于板坯宽度方向上温 度分布是不均匀的, 尤其是角部,受到来自窄面与宽 面的二维传热 ,角部温度不可避免地会处于低塑性 温度区, 因此这些研究没有从根本上消除表面横裂 纹的发生.最近 ,Kato 等提出了解决该问题的一种 新思路[ 1] ,他们通过控制铸坯表面组织结构 , 提高 铸坯热塑性 ,从而减轻铸坯的裂纹敏感性 ,并得到了 成功应用.有关冷却速度与铸坯表层组织结构关系 的研究还未见文献报道 , 而冷却速度是影响和决定 铸坯表层组织结构的重要因素. 第 31 卷 第 9 期 2009 年 9 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .31 No.9 Sep.2009 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2009.09.004

第9期 马范军等：冷却速度对含铌，钛微合金钢铸还表层组织结构的影响 。1117。 传统连铸生产中，钢中微合金元素形成的碳氮 对铸锭喷水冷却，模拟铸坯出结晶器后经过垂直段 化物大量析出在奥氏体晶界，以及奥氏体晶界上膜 的冷却过程. 状或网状先共析铁素体破坏了基体的连续性，在弯 曲或矫直时的应力集中使铸坯产生横裂纹.冷却速 自来水 冷却系统 度是影响钢中第2相与先共析铁素体析出的重要因 熔化系统 素，适当加大冷却速度能使析出物在奥氏体晶内析 出且减少品界的先共析铁素体，细小弥散均匀分布 感应炉 于晶内的第2相又成为铁素体的形核质点，可细化 个流量计 流量计 铁素体晶粒，从而提高铸坯的高温力学性能.因此， 铸坯凝固后的冷却速度是影响和决定铸坯表层组织 水泵 结构及第2相析出物分布的关键因素. 测试系统 铸锭模型 由于钢中含有铌、钛等微合金元素，在铸坯凝固 与降温过程中，其碳氮化物大量析出，重新加热时析 采集热电偶数据 计算机 出物又溶解在钢中，再降温时大部分又在原来的位 置析出，仅对试样重新加热不足以模拟析出物对组 图1重熔凝固冷却实验系统示意图 织结构的影响：因此要研究冷却速度对铸坯组织结 Fig.I Schematic ilustrat ion of experimental apparatus for remelting 构的影响，必须将试样重新熔化再模拟凝固冷却过 and soldificat ion cooling 程 本文以立弯式铸机生产的低碳微合金钢为研究 1.2实验内容 对象，开发了重熔凝固冷却实验装置。模拟铸坯在垂 铸坯出结晶器后在垂直段的冷却是快速水冷. 直段与弯曲时的凝固冷却条件，研究不同冷却速度 根据热量传输理论，强制对流传热占主导地位。运动 对含铌、钛微合金钢铸坯表层组织的影响，探求铸坯 的水与铸坯接触带走铸坯表面的热量，可用牛顿 在出结晶器后、弯曲前更为合理的冷却模式。从而控 (Isaac New ton)冷却公式表示： 制铸坯表层组织结构与析出物的析出行为，以改善 Φ=h△tF (1) 铸坯的高温性能，降低铸坯在弯曲或矫直时的裂纹 式中，④。为热量，W;F为传热面积m2;△t为铸坯 敏感性，为减少或防止铸坯在连铸过程中产生横裂 表面与冷却水的温差，℃h为表面传热系数， 纹缺陷打下基础 Wm2。℃1，计算时h可根据前人经验公式得到， 1实验装置与实验内容 即： 11实验装置 h=aw” (2) 由于微合金钢铸坯表面裂纹通常产生在铸坯皮 式中，a与n为经验常数；w为喷嘴的水流密度， 下约5mm内，因此实验模拟铸坯表层5mm的冷却 Lm2·s1.可以近似认为水流密度与水量成正 组织：由于铸坯的对称性，因此取铸坯的1/4断面. 比，即w∝Q,因此改变喷嘴的水流密度可通过改 同时，考虑铸坯的凝固潜热对表面回温的影响，将铸 变喷嘴的水量方便实现， 锭的尺寸设计为150mm×150mm×200mm,实验 实验设计了三种不同的冷却速度的冷却模式： 钢质量约35kg.铸锭模型由两个面砌成外层耐火 工厂缓冷条件（冷却速度v)、控制冷却条件（冷却 砖，内层由保温板的保温绝热结构，另两面由铜板构 速度v)和强冷却条件（冷却速度v。).控制冷却模 成铜板通水冷却，模拟结晶器.模型内装有两支热 式是模拟铸坯出结晶器后，先以相当于工厂缓冷速 电偶，用于测温：一支离铸锭表面15mm,当该热电 度约2倍的冷却水量对铸坯进行冷却，冷却时间约 偶温度达到钢的固相线温度时，模拟铸坯出结晶器 75s,然后让铸坯回温50s,当铸坯进入弯曲段时按 厚度约15mm,将铸锭模型的铜板打开，模拟二冷喷 工厂实际冷却条件冷却：强冷却模式是模拟铸坯出 水冷却：另一支热电偶用于测量铸锭表面5mm处 结晶器后，以相当于工厂3倍的实际冷却速度冷却 角部的温度，以计算铸锭角部冷却速度.实验装置 约75s,然后让铸坯回温50s,当铸坯进入弯曲段时 示意图如图1所示.实验时，将钢样在感应炉内熔 按工厂实际冷却条件冷却.三种冷却模式示意图如 化.浇铸在模拟结晶器中，然后以设定的水量用喷嘴 图2所示

传统连铸生产中 ,钢中微合金元素形成的碳氮 化物大量析出在奥氏体晶界, 以及奥氏体晶界上膜 状或网状先共析铁素体破坏了基体的连续性, 在弯 曲或矫直时的应力集中使铸坯产生横裂纹.冷却速 度是影响钢中第 2 相与先共析铁素体析出的重要因 素,适当加大冷却速度能使析出物在奥氏体晶内析 出且减少晶界的先共析铁素体 , 细小弥散均匀分布 于晶内的第 2 相又成为铁素体的形核质点, 可细化 铁素体晶粒 ,从而提高铸坯的高温力学性能 .因此 , 铸坯凝固后的冷却速度是影响和决定铸坯表层组织 结构及第 2 相析出物分布的关键因素. 由于钢中含有铌 、钛等微合金元素 ,在铸坯凝固 与降温过程中, 其碳氮化物大量析出,重新加热时析 出物又溶解在钢中 ,再降温时大部分又在原来的位 置析出 ,仅对试样重新加热不足以模拟析出物对组 织结构的影响;因此要研究冷却速度对铸坯组织结 构的影响, 必须将试样重新熔化再模拟凝固冷却过 程[ 5-6] . 本文以立弯式铸机生产的低碳微合金钢为研究 对象 ,开发了重熔凝固冷却实验装置,模拟铸坯在垂 直段与弯曲时的凝固冷却条件 , 研究不同冷却速度 对含铌、钛微合金钢铸坯表层组织的影响,探求铸坯 在出结晶器后、弯曲前更为合理的冷却模式, 从而控 制铸坯表层组织结构与析出物的析出行为, 以改善 铸坯的高温性能 ,降低铸坯在弯曲或矫直时的裂纹 敏感性 ,为减少或防止铸坯在连铸过程中产生横裂 纹缺陷打下基础 . 1 实验装置与实验内容 1.1 实验装置 由于微合金钢铸坯表面裂纹通常产生在铸坯皮 下约 5 mm 内 ,因此实验模拟铸坯表层 5 mm 的冷却 组织;由于铸坯的对称性 , 因此取铸坯的 1/4 断面 . 同时 ,考虑铸坯的凝固潜热对表面回温的影响 ,将铸 锭的尺寸设计为 150 mm ×150 mm ×200 mm , 实验 钢质量约 35 kg .铸锭模型由两个面砌成外层耐火 砖,内层由保温板的保温绝热结构 ,另两面由铜板构 成,铜板通水冷却,模拟结晶器 .模型内装有两支热 电偶, 用于测温 :一支离铸锭表面 15 mm , 当该热电 偶温度达到钢的固相线温度时 , 模拟铸坯出结晶器 厚度约 15 mm ,将铸锭模型的铜板打开,模拟二冷喷 水冷却 ;另一支热电偶用于测量铸锭表面 5 mm 处 角部的温度 ,以计算铸锭角部冷却速度.实验装置 示意图如图 1 所示.实验时, 将钢样在感应炉内熔 化,浇铸在模拟结晶器中 ,然后以设定的水量用喷嘴 对铸锭喷水冷却, 模拟铸坯出结晶器后经过垂直段 的冷却过程 . 图 1 重熔凝固冷却实验系统示意图 Fig.1 Schematic illustration of experiment al apparatus f or remelting and solidification cooling 1.2 实验内容 铸坯出结晶器后在垂直段的冷却是快速水冷. 根据热量传输理论 ,强制对流传热占主导地位, 运动 的水与铸坯接触带走铸坯表面的热量, 可用牛顿 (Isaac New ton)冷却公式表示 : Υc =hΔtF (1) 式中 , Υc 为热量, W ;F 为传热面积, m 2 ;Δt 为铸坯 表面与 冷却水的温差 , ℃;h 为表面传热 系数, W·m -2·℃-1 ,计算时 h 可根据前人经验公式得到, 即 : h =aw n (2) 式中 , a 与 n 为经验常数;w 为喷嘴的水流密度, L·m -2 ·s -1 .可以近似认为水流密度与水量成正 比 ,即 w ∝Q , 因此改变喷嘴的水流密度可通过改 变喷嘴的水量方便实现 . 实验设计了三种不同的冷却速度的冷却模式: 工厂缓冷条件(冷却速度 v f)、控制冷却条件(冷却 速度 v c)和强冷却条件(冷却速度 v s).控制冷却模 式是模拟铸坯出结晶器后 ,先以相当于工厂缓冷速 度约 2 倍的冷却水量对铸坯进行冷却, 冷却时间约 75 s,然后让铸坯回温 50 s,当铸坯进入弯曲段时按 工厂实际冷却条件冷却 ;强冷却模式是模拟铸坯出 结晶器后,以相当于工厂 3 倍的实际冷却速度冷却 约 75 s,然后让铸坯回温 50 s,当铸坯进入弯曲段时 按工厂实际冷却条件冷却.三种冷却模式示意图如 图 2 所示. 第 9 期 马范军等:冷却速度对含铌、钛微合金钢铸坯表层组织结构的影响 · 1117 ·

。1118 北京科技大学学报 第31卷 由图3可见，工厂缓冷模式下冷却速度：约为 结品器冷却 2.5℃·s,铸坯一直处于缓冷状态，因此回温不明 显.进入弯曲段时铸坯表面温度处于800~900℃ 弯曲点 低塑性☒，弯曲时易产生裂纹.在强冷模式下，铸 置 坯被迅速冷却到A3相变温度区以下，冷却速度v 约为10℃·s.铸坯在垂直段的冷却强度大，表面 垂直段冷却 回温明显，但由于前期温降过大，回温温度不高，铸 坯运行至弯曲段时，虽然铸坯的塑性得以回升，但由 时间./s 于铸坯表面温度低于700℃，弯曲力相应增大，对设 图2三种冷却模式示意图 备的磨损加重，热损耗大 Fig.2 Schematic diagram of three cooling patterns 本文结合上述实验及前人的经验，探索了一种 新的二冷模式即控制冷却模式：在控冷模式下，垂直 本实验钢种成分如表1所示.该钢种的液相线 段上部的温度控制在75s内从出结晶器温度 温度通过经验公式7计算为1493℃A3温度通过 1200℃下降到约800℃冷却速度v。约为5℃· 经验公式8计算为821℃，实验模拟拉速为 s1,然后在50s内回温到1000℃附近，接下来以工 0.8mmin.通过热电偶测温计算得到不同冷却 厂实际冷却方式冷却.实验得到的冷却曲线如图中 模式的冷却速度，对热电偶测试的钢锭角部位置离 虚线所示.在该冷却方式下，铸坯进入弯曲段时，铸 表面5mm处进行取样，通过金相显微镜、扫描电镜 坯皮下5mm处温度为950~1000℃脱离脆性温 及能谱分析仪观察分析其微观组织形貌， 度区，铸坯延塑性好不易产生裂纹10 表1实验所用钢种的化学成分（质量分数） 2.2冷却速度对铸坯表层微观组织影响 Table I Chemical composition of the tested steel 对实验铸锭取样，制作成金相试样，用4%硝 C Mn Ni Nb Al Ti N 酸-乙醇溶液进行腐蚀20s,利用金相显微镜、扫描 014461.4701100270.026001300044 电镜与能谱仪进行微观组织分析，三次实验的铸坯 表层组织如图4所示. 2实验结果及分析 由试样金相组织可知：在强冷却模式下，铸坯的 组织为团絮状托氏体，如图4(a)所示：在控制冷却 21冷却模式对铸坯表面温度的影响 模式下，铸坯的组织为铁素体和珠光体，铁素体晶粒 实验测得的距铸锭表面5mm处温度如图3所 较细小，尺寸为2~200m,如图4(b)所示：在工厂 示.0~60s是模拟结晶器内冷却：在强冷模式与控 缓冷模式下，铸坯组织表现为铁素体与珠光体，其晶 冷模式实验中，60~135s模拟二冷垂直段冷却前半 粒明显比控冷模式的粗大，尺寸为5~600m,如 部分，后半部分50s不冷却以使铸坯回温：当铸坯冷 图4(c)所示.同时，由于冷却强度小，先共析铁素体 却到约250s时进入弯曲段. 沿奥氏体晶界析出，并呈膜状分布，如图4(c)中白 1400 色箭头所指.图4()是现场铸坯试样组织结构，与 1200 图4()工厂缓冷模式模拟得到的组织十分相似，表 明实验模拟结果与工厂吻合， 1000- 在控冷模式下，图5(a)左边为冷却面，铸锭表 800 层5~8mm形成了一层均匀的细小晶粒，该层组织 无明显的原奥氏体晶界，而远离冷却面的部分与 600 图5(6)的缓冷组织相似，逐渐在原奥氏体晶界产生 50 100150200250 300 膜状先共析铁素体，如图中箭头所示.这些先共析 时间.s 铁素体连成网状，阻隔了基体的连续性，降低了钢的 图3不同冷却模式的铸坯表面5mm处温度曲线 塑性.同时由于高温下，铁素体的强度远低于奥氏 Fig.3 Temperature curves of ingots at 5 mm inside to the surface 体，在弯曲或矫直时，应力集中在膜状先共析铁素体 with different cooing patterns 上，容易产生裂纹

图 2 三种冷却模式示意图 Fig.2 Schemati c diagram of th ree cooling patt erns 本实验钢种成分如表 1 所示.该钢种的液相线 温度通过经验公式[ 7] 计算为 1 493 ℃,A3 温度通过 经验 公 式[ 8] 计 算 为 821 ℃, 实 验 模 拟 拉 速 为 0.8 m·min -1 .通过热电偶测温计算得到不同冷却 模式的冷却速度 ,对热电偶测试的钢锭角部位置离 表面5 mm处进行取样 , 通过金相显微镜 、扫描电镜 及能谱分析仪观察分析其微观组织形貌 . 表 1 实验所用钢种的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested steel % C M n Ni Nb Al Ti N 0.144 6 1.47 0.11 0.027 0.026 0.013 0.004 4 2 实验结果及分析 2.1 冷却模式对铸坯表面温度的影响 实验测得的距铸锭表面 5 mm 处温度如图 3 所 示.0 ～ 60 s 是模拟结晶器内冷却;在强冷模式与控 冷模式实验中, 60 ～ 135 s 模拟二冷垂直段冷却前半 部分 ,后半部分 50 s 不冷却以使铸坯回温;当铸坯冷 却到约 250 s 时进入弯曲段. 图3 不同冷却模式的铸坯表面 5 mm 处温度曲线 Fig.3 Temperature curves of ingots at 5 mm inside t o the surf ace with different cooling patterns 由图 3 可见, 工厂缓冷模式下冷却速度 v f 约为 2.5 ℃·s -1 ,铸坯一直处于缓冷状态, 因此回温不明 显 .进入弯曲段时铸坯表面温度处于 800 ～ 900 ℃ 低塑性区[ 9] ,弯曲时易产生裂纹 .在强冷模式下 ,铸 坯被迅速冷却到 A3 相变温度区以下, 冷却速度 v s 约为 10 ℃·s -1 .铸坯在垂直段的冷却强度大 ,表面 回温明显,但由于前期温降过大 , 回温温度不高, 铸 坯运行至弯曲段时 ,虽然铸坯的塑性得以回升, 但由 于铸坯表面温度低于 700 ℃,弯曲力相应增大, 对设 备的磨损加重,热损耗大. 本文结合上述实验及前人的经验, 探索了一种 新的二冷模式即控制冷却模式:在控冷模式下, 垂直 段上 部的温度控 制在 75 s 内从出结 晶器温度 1 200 ℃下降到约 800 ℃, 冷却速度 v c 约为 5 ℃· s -1 ,然后在 50 s 内回温到 1 000 ℃附近, 接下来以工 厂实际冷却方式冷却.实验得到的冷却曲线如图中 虚线所示 .在该冷却方式下 ,铸坯进入弯曲段时 ,铸 坯皮下 5 mm 处温度为 950 ～ 1 000 ℃,脱离脆性温 度区,铸坯延塑性好,不易产生裂纹[ 9-10] . 2.2 冷却速度对铸坯表层微观组织影响 对实验铸锭取样 , 制作成金相试样 , 用 4 %硝 酸-乙醇溶液进行腐蚀20 s, 利用金相显微镜、扫描 电镜与能谱仪进行微观组织分析, 三次实验的铸坯 表层组织如图 4 所示. 由试样金相组织可知:在强冷却模式下,铸坯的 组织为团絮状托氏体, 如图 4(a)所示;在控制冷却 模式下 ,铸坯的组织为铁素体和珠光体,铁素体晶粒 较细小, 尺寸为 2 ～ 200 μm ,如图 4(b)所示 ;在工厂 缓冷模式下 ,铸坯组织表现为铁素体与珠光体, 其晶 粒明显比控冷模式的粗大, 尺寸为 5 ～ 600 μm , 如 图 4(c)所示.同时 ,由于冷却强度小, 先共析铁素体 沿奥氏体晶界析出 ,并呈膜状分布, 如图 4(c)中白 色箭头所指 .图 4(d)是现场铸坯试样组织结构, 与 图 4(c)工厂缓冷模式模拟得到的组织十分相似 ,表 明实验模拟结果与工厂吻合 . 在控冷模式下, 图 5(a)左边为冷却面, 铸锭表 层 5 ～ 8 mm 形成了一层均匀的细小晶粒, 该层组织 无明显的原奥氏体晶界 , 而远离冷却面的部分与 图 5(b)的缓冷组织相似 ,逐渐在原奥氏体晶界产生 膜状先共析铁素体 , 如图中箭头所示.这些先共析 铁素体连成网状, 阻隔了基体的连续性,降低了钢的 塑性 .同时由于高温下 , 铁素体的强度远低于奥氏 体 ,在弯曲或矫直时,应力集中在膜状先共析铁素体 上 ,容易产生裂纹 . · 1118 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷

第9期 马范军等：冷却速度对含铌，钛微合金钢铸坯表层组织结构的影响 。1119。 (a) (b) 500m 500Hm (c) (d) 500μm 500μm 图4各冷却模式下铸锭表面5mm处金相组织.(a)强冷却模式：(b)控制冷却模式：(c)工厂缓冷模式：(d)现场试样.(c)和(d)中箭头 所指为膜状先共析铁素体 Fig 4 Micmstnuctures of ingots from 5 mm inside to the surface with respective cooling patterns:(a)strong cooling pattern;(b)control cooling pattern;(c)mild cooln pattern;(d)sab specimen from a plant.Arrows in (c)and (d)indicate film lke proeutectoid ferrite at grain boundaries (a (b) 1mm Imm 图5控冷模式与缓冷模式下的铸坯表层组织结构.(a)控冷模式：(b)缓冷模式 Fig.5 Surface microstructures of specimens w ith (a)contmol cooling pat tern and(b)mild cooling pattern 23冷却速度对第2相析出物的影响 析出，但仍然保留Nb、Ti的碳氮化物形状.对晶内 从图6(a)、(b)的析出物（箭头所指）分布可以 与晶界的析出物通过扫描电镜与能谱仪分析如图7 看出：在现场缓冷模式下，在奥氏体晶界不仅形成了 所示. 膜状先共析铁素体，微合金元素的碳氮化物大量析 由于钢中含有微合金元素铌和钛。其碳氮化物 出并聚集排列在晶界，大量的析出物连成链状，破坏 在1300℃就开始析出，当冷却强度不大时，析出物 了基体的连续性，大大增加了铸坯的裂纹敏感性，控 有足够的时间完成析出转变与迁移长大，而晶界是 冷模式下，铸坯中析出物细小且均匀地分布在原奥 能量最低的部位，因而大量的析出物在晶界聚合长 氏体的晶内，奥氏体晶界不明显，有利于提高铸坯的 大.当冷却速度较大时，析出相在析出时来不及聚 塑性1☒ 合长大便被固定在基体中，形成弥散的析出物形貌 根据结合能谱分析，在金相显微照片中的球状 并成为铁素体的形核源，甚至大量的微合金元素来 析出物是Nb的化合物，方块状析出物是Ti的化合 不及与钢中的碳或氮反应，而成为钢中的固溶物. 物，Nb、Tⅰ的碳氮化物通常伴随着其他夹杂物一起

图 4 各冷却模式下铸锭表面 5 mm 处金相组织.(a)强冷却模式;(b)控制冷却模式;(c)工厂缓冷模式;(d)现场试样.(c)和(d)中箭头 所指为膜状先共析铁素体 Fig.4 Microstructures of ingots from 5 mm inside to the surf ace w ith respective cooling patt erns:(a)strong cooling patt ern;(b)control cooling pattern;(c)mild cooling pattern;(d)slab specimen from a plant .Arrows in(c)and(d)indicat e film-like proeutectoid f errite at grain boundaries 图 5 控冷模式与缓冷模式下的铸坯表层组织结构.(a)控冷模式;(b)缓冷模式 Fig.5 Surface microstructures of specimens w ith (a)control cooling pattern and(b)mild cooling patt ern 2.3 冷却速度对第 2 相析出物的影响 从图 6(a)、(b)的析出物(箭头所指)分布可以 看出 :在现场缓冷模式下 ,在奥氏体晶界不仅形成了 膜状先共析铁素体 ,微合金元素的碳氮化物大量析 出并聚集排列在晶界 ,大量的析出物连成链状 ,破坏 了基体的连续性 ,大大增加了铸坯的裂纹敏感性;控 冷模式下, 铸坯中析出物细小且均匀地分布在原奥 氏体的晶内,奥氏体晶界不明显,有利于提高铸坯的 塑性 [ 11-12] . 根据结合能谱分析, 在金相显微照片中的球状 析出物是 Nb 的化合物, 方块状析出物是 Ti 的化合 物,Nb 、Ti 的碳氮化物通常伴随着其他夹杂物一起 析出 ,但仍然保留 Nb 、Ti 的碳氮化物形状.对晶内 与晶界的析出物通过扫描电镜与能谱仪分析如图 7 所示. 由于钢中含有微合金元素铌和钛, 其碳氮化物 在 1 300 ℃就开始析出, 当冷却强度不大时 ,析出物 有足够的时间完成析出转变与迁移长大 , 而晶界是 能量最低的部位, 因而大量的析出物在晶界聚合长 大 .当冷却速度较大时 , 析出相在析出时来不及聚 合长大便被固定在基体中, 形成弥散的析出物形貌, 并成为铁素体的形核源 , 甚至大量的微合金元素来 不及与钢中的碳或氮反应, 而成为钢中的固溶物 . 第 9 期 马范军等:冷却速度对含铌、钛微合金钢铸坯表层组织结构的影响 · 1119 ·

。1120· 北京科技大学学报 第31卷 (a) 25m 25m 图6奥氏体品界与基体上析出物的分布.()缓冷模式：(b)控冷模式 Fig.6 Distribution of precipitates at austenite grain boundaries and the matrix with (a)sbw cooling pattern and (b)controlled cooling pattem a) 70m 电子图像1 70m 电子图像1 Fe Mn 6 8101214161820 6 8101214161820 能量keV 能量keV 图7析出物的扫描电镜照片及能谱.()品内：(b)品界 Fig 7 SEM images and EDX spectra of precipitates (a)grains;(b)grain boundaries 参考文献 3结论 I]Kato T,Ito Y,Kawamdto M,et al.Prevention of slab surface (1)重熔凝固冷却实验模拟了立弯式铸机垂直 transverse cracking by microstructure contmol.ISU Int,2003. 段二冷方式，模拟工厂冷却模式所得组织及析出物 43(11):1742 分布与现场铸坯样对比，吻合较好. [2 Chang Y F,W ang Z B.Zhao WZ.Devebpment trend of bw ah loy high strength heavy and wide plate.Iron Steel.2007.42 (2)冷却速度大时，微合金元素的碳氮化物弥 (8):1 散分布于晶内，没有出现膜状先共析铁素体；缓冷时 (常跃峰，王祖滨赵文忠低合金高强度宽厚钢板的发展趋 大量碳氮化物在晶界析出并呈链状排列，大量膜状 势.钢铁2007.42(8)：1) 先共析铁素体连成网，阻断了基体的连续性增大了 [3 Zhu GS Zhu Z Y,Wang Y F,et al.Control of transverse cor 钢的脆性与裂纹敏感性. ner cracking of Nb steel slab.Iror Steel.2006.41(12):30 (朱国森，朱志远.王彦锋等。含铌钢板角部横裂纹的控制 (3)控冷模式下冷却速度为5℃·s时，所得铸 钢铁2006.41(12)：30) 锭5~8mm的表层组织细小、分布均匀，没有出现 4 Liu G M.Li H Q.Li D M.Analysis on transverse crack of Nb 膜状先共析铁素体，析出物均匀离散地分布，有利于 contairing steel slab and improvement measumes.Steelmaking. 提高铸坯的热塑性，降低钢的裂纹敏感性. 200622(1):37

图 6 奥氏体晶界与基体上析出物的分布.(a)缓冷模式;(b)控冷模式 Fig.6 Distribution of precipitates at austenite grain boundaries and the matrix with (a)slow cooling pattern and(b)controlled cooling pattern 图 7 析出物的扫描电镜照片及能谱.(a)晶内;(b)晶界 Fig.7 SEM images and EDX spectra of precipitates:(a)grains;(b)grain boundaries 3 结论 (1)重熔凝固冷却实验模拟了立弯式铸机垂直 段二冷方式 ,模拟工厂冷却模式所得组织及析出物 分布与现场铸坯样对比, 吻合较好 . (2)冷却速度大时, 微合金元素的碳氮化物弥 散分布于晶内, 没有出现膜状先共析铁素体;缓冷时 大量碳氮化物在晶界析出并呈链状排列, 大量膜状 先共析铁素体连成网 ,阻断了基体的连续性, 增大了 钢的脆性与裂纹敏感性. (3)控冷模式下冷却速度为5 ℃·s -1时, 所得铸 锭5 ～ 8 mm 的表层组织细小 、分布均匀 , 没有出现 膜状先共析铁素体, 析出物均匀离散地分布, 有利于 提高铸坯的热塑性, 降低钢的裂纹敏感性. 参 考 文 献 [ 1] Kato T , Ito Y , Kawamot o M , et al.Prevention of slab su rf ace transverse cracking by microstructu re control.IS IJ Int , 2003 , 43(11):1742 [ 2] Chang Y F , Wang Z B , Zhao W Z .Development trend of low al￾loy high strength heavy and wide plate.Iron S teel , 2007 , 42 (8):1 (常跃峰, 王祖滨, 赵文忠.低合金高强度宽厚钢板的发展趋 势.钢铁, 2007 , 42(8):1) [ 3] Zhu G S , Zhu Z Y, Wang Y F , et al.C ontrol of transverse cor￾ner cracking of Nb steel slab.Iron S teel , 2006 , 41(12):30 (朱国森, 朱志远, 王彦锋, 等.含铌钢板角部横裂纹的控制. 钢铁, 2006 , 41(12):30) [ 4] Liu G M , Li H Q , Li D M .Analysis on transverse crack of Nb containing st eel slab and improvement measures.S teelmaking , 2006 , 22(1):37 · 1120 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷