微合金化鋼連鑄板坯表面組織特征及其調(diào)控機(jī)制研究

1、微合金化鋼連鑄板坯表面組織特征及其調(diào)控機(jī)制研究在微合金化鋼中添加Nb、V、Ti 等, 可保證在較低的碳當(dāng)量下,通過碳、氮化物析出物（尺寸5nm左右）的彌散分布及微合金元素的固溶 , 使鋼具備良好的強(qiáng)韌性配合, 焊接性能得到極大改善。然而 , 這類微合金化鋼在連鑄生產(chǎn)過程中鑄坯表面經(jīng)常出現(xiàn)橫裂紋 , 尤其是角部橫裂紋 , 軋制時(shí)出現(xiàn)爛邊或龜裂現(xiàn)象, 只能通過連鑄修磨切角或軋制切邊來解決, 嚴(yán)重降低最終鋼材的收得率。本文充分調(diào)研了國內(nèi)某鋼廠微合金化鋼生產(chǎn)工藝, 以含 Ti-Nb 高性能焊接用鋼HG785為研究對(duì)象 , 分析和計(jì)算了鑄坯在冷卻過程中的碳氮化物析出熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)。在此基礎(chǔ)上通過Glee

2、ble-3500 熱模擬實(shí)驗(yàn)和計(jì)算模型分析了不同冷卻速率對(duì)高溫奧氏體長(zhǎng)大和熱塑性的影響; 確定了HG785的合適表面組織控制工藝（Surface Structure Control）的冷卻參數(shù), 特別是SSC冷卻工藝對(duì)組織和第二相析出分布的影響, 并通過熱拉伸實(shí)驗(yàn)分析了不同熱循環(huán)對(duì)鋼的熱塑性的影響?；谝陨侠碚撗芯砍晒桶迮鱾鳠崮Ｐ? 主要得出以下結(jié)論 : （1）采用列聯(lián)表對(duì)連鑄各生產(chǎn)因素進(jìn)行獨(dú)立性檢驗(yàn), 過熱度、結(jié)晶器冷卻條件、水口插入深度均對(duì)微合金化鋼鑄坯角部裂紋發(fā)生有較大影響; （2）試驗(yàn)用鋼碳氮化物析出熱力學(xué)表明, 隨著溫度的降低 , 奧氏體中溶解的 Ti 、Nb、C和 N逐漸降低 ,

3、 高溫時(shí)主要以 TiN 的形式析出為主 , 隨著溫度的降低 ,C 在 Ti(CxN1-x) 中的占位比會(huì)增大 , 在0.020.3 左右。 Ti （C,N）優(yōu)先在晶界形核 , 最大析出溫度為 1350左右 , 均勻形核最大析出溫度為1200左右。 Nb（C,N）晶界形核最大析出溫度為980, 均勻形核的最大析出溫度為850。（ 3）當(dāng)冷卻速率分別為 1、3、5、7、10/s 時(shí), 最終奧氏體尺寸分別為 1.41 、1.08 、0.78 、0.61 、0.48 mm, 在冷卻速率小于 3/s 條件下 , 易形成粗大的奧氏體晶粒（ >1 mm）。冷卻速率增大后 , 細(xì)小的 Ti （C,N）在

4、奧氏體邊界呈鏈狀析出 , 能有效地釘扎限制奧氏體的長(zhǎng)大。在第脆性區(qū)熱拉伸中 ,1 /s 和 5/s 兩種冷速在 800熱拉伸時(shí)斷面收縮率僅為 29.7%和 23.0%,都伴隨有 70200 nm矩形或不規(guī)則形的（ Ti,Nb ）（C,N）和 40100 nm 針狀的Nb（C,N）析出。（4）HG785的 SSC工藝在 10/s 快速冷卻下 , 相變開始溫度為 573, 快速冷卻到 600且保溫 2 min 后, 可以完成組織轉(zhuǎn)變 , 此時(shí)析出物主要為少量大尺寸富 Ti 的 Ti （C,N）析出相組成 , 析出尺寸在 100 nm以上?；販販囟瓤刂圃?1000時(shí) , 隨著溶質(zhì)元素 Ti 、Nb、

5、C和 N的擴(kuò)散能力開始回升 , 復(fù)合（ Ti,Nb ）（C,N）析出相開始均勻析出 , 析出物尺寸主要集中在 1040 nm。再以 1/s 冷卻到 800時(shí)奧氏體組織大小僅為 70m左右 , 此時(shí)析出物主要以 520 nm細(xì)?。?Ti,Nb ）（C,N）均勻析出 , 也存在少量大尺寸（ Ti,Nb ）（C,N）析出物以原有TiN 為核心繼續(xù)長(zhǎng)大。（5）傳統(tǒng)熱拉伸和溫度波動(dòng)后拉伸時(shí)均會(huì)在700900范圍內(nèi)存在第 III脆性區(qū) , 在原奧氏體晶界處有25m先共析鐵素體膜形成 , 且大量 50150 nm的（Ti,Nb ）（C,N）析出物在奧氏體晶界處析出長(zhǎng)大。經(jīng)過 SSC冷卻工藝后 , 在原有脆性

6、低谷區(qū)800時(shí)由于晶界與晶內(nèi)形核幾乎同時(shí)進(jìn)行, 未發(fā)現(xiàn)膜狀鐵素體 , 且 Ti 和 Nb的析出物因溶質(zhì)元素的擴(kuò)散限制, 在奧氏體晶界處無偏聚現(xiàn)象。 （6）對(duì)鑄坯斷面 230 mm1300 mm、中包溫度為 1550和拉速為 1 m/min的微合金化鋼在傳統(tǒng)工藝下傳熱模型計(jì)算表明, 鑄坯在出結(jié)晶器后的角部溫度為 970, 結(jié)晶器內(nèi)平均冷速為15.67 /s, 其中溫度大于1300時(shí)平均冷速為9.51 /s 。在進(jìn)入矯直段時(shí) , 角部平均冷速僅為0.43 /s,Nb （C,N）在奧氏體晶界處大量析出。而采用高中包澆鑄溫度（1570）低拉速（ 0.8 m/min）模式時(shí) , 出結(jié)晶器下口溫度僅略有下

7、降 , 而隨著拉坯時(shí)間明顯增加, 會(huì)促進(jìn)粗大奧氏體、 碳氮化物在晶界處大量析出和膜狀鐵素體的形成。 （7）通過優(yōu)化結(jié)晶器水量, 增大1N、1I+O、2I+O、3I+O 的水量分別至 282、325、523、487 l/min,減小 4I+O、5I+O、6I+O 水量 , 后續(xù)分區(qū)與原有水量基本保持一致 , 其角部溫度場(chǎng)模擬結(jié)果達(dá)到 SSC冷卻工藝要求。（8）通過成分微調(diào) , 盡量避開碳含量裂紋敏感區(qū) , 降低鋼中 N 和 Nb 含量 , 提高 Ti 含量 ; 降低和穩(wěn)定中包澆鑄溫度 , 優(yōu)先使用正常周轉(zhuǎn)罐 , 對(duì)加熱罐和中包固化烘烤工藝 ; 優(yōu)化水口插入深度與結(jié)晶器保護(hù)渣, 降低浸入式水口插入深度到 120 mm,采用高堿度高結(jié)晶相預(yù)熔型