低合金钢宽厚板强冷直装工艺研究

低合金钢宽厚板强冷直装工艺研究

康伟

(1．海洋装备金属材料及应用国家重点实验室 辽宁 鞍山114009；2.鞍钢集团钢铁研究院炼钢技术研究所，辽宁 鞍山 114009)

摘要：为明确强冷工艺对Q345B钢铸坯质量的影响，进行了Q345B钢高温热塑性、CCT曲线及相转变点的测试分析，对比分析了强冷下线铸坯、正常冷却下线铸坯的低倍形貌、枝晶分布、金相组织、析出相，结果发现Q345B钢在700℃-900℃塑性较低，钢种的Ar3～Ar1两相转变区也在此范围内，由于γ晶界析出的先共析铁素体（α相）网膜以及两相区混晶组织的不良影响，此温度区间直装容易产生裂纹，强冷工艺可以缩短两相区的停留时间，能够有效避免裂纹的产生；强冷、正常冷却铸坯低倍形貌、枝晶分布基本相同，强冷铸坯金相组织主要为外部的马氏体、马氏体+下贝氏体，内部由下贝氏体组成，正常冷却铸坯金相组织主要为外部的贝氏体、马氏体+下贝氏体，内部由铁素体+珠光体组成，析出相基本相同，均为以(Ti、Nb、C、N)为主组成的析出物，视场、位置相同的情况下，强冷铸坯析出相数量比正常冷却铸坯多。

关键词：强冷直装；强冷工艺；厚板直装

Research on Direct Charging of Low Alloy Steel Wide-Thick Slab by Intensive cooling

Wei Kang

(1.Key Laboratory of Metal Materials for Marine Equipment and Application, Anshan 114009, Liaoning, China；2.Steelmakig Department of Ansteel Iron & Steel Research Institutes, Anshan 114009, Liaoning)

Abstract：In order to understand the the quality change of Q345B slab by intensive cooling, hot ductility and CCT curve , phase transformation point were measured , after industrial trials, the morphology of macrostructure，the distribution of dendrite microstructures, metallographic microstructure, precipitates were compared between intensive cooling slab and normal cooling slab, It is found that Q345B has lower plasticity at 700℃-900℃, Q345B two-phase Ar3～Ar1 transition region also in this range, due to the thin ferrite layers around austenite grain boundary and mixed grain structure, cracks easily generate if direct charging at this temperature zone , it can be avoided by intensive cooling technique through reducing the residence time in the Q345B two-phase region. it is found that the morphology of macrostructure and the distribution of dendrite microstructures are basically the same, intensive cooling slab has martensitic structure, martensitic and lower bainite structure outside, lower bainite structure inside. normal cooling slab has bainite structure, martensitic and lower bainite structure outside, ferrite and pearlite structure inside. the precipitates are basically the same, the precipitates chemical composition are Ti, NB, C, N,  intensive cooling slab has more precipitates than normal cooling slab under the same location and vision field.

Keywords: direct charging by intensive cooling; intensive cooling technique; direct charging of wide-thick slab

前言

很多学者对直装轧板的表面裂纹形成机理进行了研究[1-7]，但结论各不相同。比较一致的看法是直装时铸坯热变化过程影响了铸坯组织、析出相变化，铸坯内产生的混晶组织、残余先共析铁素体等等，最终导致直装轧板表面裂纹的发生。结合上述理论研究，科研人员进行了低合金钢宽厚铸坯直装工艺研究，以铸坯表面温度为参数，划分直装工艺为三个温度区间，分别进行了工业试验，结果发现低温区和高温区直装时后续轧制或冷弯时板坯未出现裂纹，中温区直装轧制后板坯表面出现裂纹，由于高温区直装受到生产节奏等因素限制，因此低温区直装工艺成为研究重点[8]。

低温区直装的指导思想是让铸坯快速冷却到Ar1以下，铸坯内部组织变化与冷装铸坯一致，从而避免直装轧板表面裂纹的产生，但在实际生产中，很难实现不下线铸坯从中心到表面全部冷却到Ar1以下，铸坯强冷工艺可以实现铸坯表面温度控制在Ar1以下，从而避免直装轧板表面裂纹的产生。目前，某钢厂已经将铸坯强冷直装工艺应用到低合金钢宽厚板产品的生产中，所生产的直装轧板表面无裂纹缺陷，各项指标均满足要求，通过对钢种的高温性能、铸坯的组织转变、铸坯的低倍及枝晶、铸坯内的析出相的检验分析，对比研究了强冷工艺与常规冷却工艺对铸坯质量的影响。

1.直装钢种的高温物性研究

选取含有微合金元素Q345B钢种作为研究对象，钢种成分见表1，分别对其进行了热强性、热塑性及CCT曲线的测定。

表1 Q345B钢化学成分

Table.1 The chemical composition of Q345B steel

1.1 Q345B钢热塑性测定

由图1可以看出，Q345B钢温度在700℃-900℃区间塑性明显较低，主要是由于γ晶界析出的先共析铁素体（α相）网膜造成的，该温度区域，α相强度只是γ相的大约1/4，应力作用下，变形将主要集中在沿γ晶界分布的α相中，当应力超过晶界α相所能承受的强度时，在α相中便会生成空洞，空洞聚合长大最后发展成裂纹[9]。

1.2Q345B钢相转变点及CCT曲线测定

采用膨胀测量法并结合金相-硬度法测定了Q345B钢的连续冷却转变曲线（CCT曲线）及组织演变，试验测得Q345B钢相转变点为Ac1：715℃；Ac3：848℃；Ar3：762℃；Ar1：609℃；Ms：414℃（计算），图2为Q345B钢的CCT曲线：

根据图2分析，试验钢室温下的金相组织可能为贝氏体+马氏体、铁素体+珠光体+贝氏体、铁素体+珠光体，冷却曲线（a、b、c）条件下试验钢室温金相组织见图3。

2. 强冷直装工艺应用研究

表2铸机的主要工艺参数

Table.2 the process parameters of caster

铸机冷却系统开发了三种强冷工艺模型[8]，分别是弯曲段强冷工艺模型、矫直区强冷工艺模型、铸机末端强冷工艺模型，经工业试验验证，不同模型可以控制的铸坯中心和表面温度如下表：

表3 强冷工艺控温能力（℃）

Table.3 The temperature control ability by intensive cooling （℃）

根据Q345B钢热塑性曲线测定结果，若在弯曲段或矫直区实施强冷，铸坯在矫直区间会落入700℃-900℃间低塑性区，容易发生裂纹，因此试验选择铸机末端强冷工艺，从铸坯表面温度控制上看也避开了Ar3～Ar1两相区间，避免了直装裂纹产生的内在因素。

试验选取同一浇次的不同罐次作为研究对象，对其中一罐进行强冷直装（强冷后铸坯有一部分下线缓冷后留作检验，其余全部直装），对另一罐进行正常冷却下线缓冷后装炉，出铸机强冷工艺铸坯内弧表面中心温度为500℃-600℃，正常冷却铸坯内弧表面中心温度为700℃-800℃；跟踪上述两种不同热过程的铸坯装炉后轧制的成品板表面质量，两种轧板的表面、冷弯后表面均未发现裂纹；取强冷下线铸坯及正常冷却下线铸坯进行了枝晶、金相组织及析出相的检验，取两种工艺轧制后的板坯进行了析出相检验。

2.1铸坯低倍检验

两种铸坯低倍热酸腐蚀后柱状晶的检验结果如图4、图5所示

通过对比图4、图5铸坯低倍形貌，发现两种冷却条件下铸坯的低倍形貌并没有较大差异。

2.2铸坯枝晶检验

铸坯细小等轴晶区的统计结果见表4、表5：

表4  强冷铸坯表面细小等轴晶厚度（11-21：铸坯左窄侧-铸坯右窄侧）

Table.4 the small equiaxed grains thickness in the intensive cooling slab surface(11→21:L→R)

表5 正常冷却铸坯表面细小等轴晶厚度（31-41：铸坯左窄侧-铸坯右窄侧）

Table.5 the small equiaxed grains thickness in the normal cooling slab surface(31→41：L→R)

从检验结果看，两种铸坯在内弧、外弧侧细小等轴晶厚度上差异不大，并且同时存在铸坯左侧细小等轴晶区厚度大于铸坯右侧的现象，区别较大的是铸坯窄侧，强冷铸坯窄侧细小等轴晶厚度远远大于正常冷却铸坯。

2.3铸坯金相检验

将强冷铸坯22样从内弧表面到外弧表面加工出4个试样，分别为221、222、223、224，继续加工强冷试样221、222，将正常冷却铸坯42样从内弧表面到外弧表面加工出4个试样，分别为421、422、423、424，继续加工强冷试样421、422，结果如下图所示：

从CCT曲线分析，连铸坯下线后，依据冷却条件的不同铸坯内部可能会呈现出马氏体、马氏体+贝氏体、铁素体+贝氏体+珠光体、铁素体+珠光体的不同金相组织区域，根据试样金相形貌初步判断，21、41样为贝氏体和一小部分马氏体形态，21样中马氏体含量较高，41样中贝氏体含量较高；22、23、42、43样为铁素体+贝氏体+珠光体，22、23样中贝氏体呈现下贝氏体形态，试样中珠光体组织较少，42、43样中贝氏体呈现上贝氏体形态，试样中出现较多的珠光体；24、23样为下贝氏体+马氏体组成，两试样中下贝氏体含量较高。

从金相组织分析结果看，强冷铸坯金相组织主要为外部的马氏体、马氏体+下贝氏体，内部下贝氏体组成；正常冷却铸坯金相组织主要为外部的贝氏体、马氏体+下贝氏体，内部铁素体+珠光体组成。

2.4铸坯析出相检验

直装过程中，尤其是含有微合金元素的钢种直装时，析出相对轧板裂纹产生有着显著影响，通过热力学计算软件Thermo_Calc完成了Q345B钢析出相分析，结果见下图：

由图8可以看出析出相中主要成分为NB、Ti、C，1400℃-1200℃区间内，Ti元素优先析出，NB元素析出的较晚，当Ti逐渐完成析出时，NB元素析出量逐渐达到峰值，因此图中显示出Ti元素的质量分数逐步下降，而NB元素的质量分数逐步上升，两种元素的质量分数在1000℃附近达到恒定，说明析出转变在此温度附近已经完成。

通过二次碳复型的方法萃取21-24样、41-44样、直装轧板及冷状轧板中的析出相，直装、冷装轧板厚度均为10mm，应用Tecnai G2 20型透射电子显微镜进行分析，结果如下：

通过图9可以看出，直装轧板析出相主要以(Ti、NB、C、N)为主，尺寸在0.04μm居多，冷装轧板析出相主要以（Ti、C、N）为主，尺寸跟直装轧板析出相大致相同，相同视场条件下，直装轧板析出相要比冷装轧板析出相多。图10为强冷、正常冷却铸坯中的析出相，经过检验，两种铸坯内部均为以(Ti、NB、C、N)为主组成的析出物，41→44、21→24金相样的截取位置为从铸坯内弧表面到铸坯中心，从图中相同倍数的视场下观察，强冷铸坯析出相数量要多于正常冷却铸坯，两种铸坯的内弧表面位置析出相数量最多，而其它位置析出相数量较少。强冷、正常冷却铸坯，直装、冷装轧板析出相基本相同，均为以(Ti、NB、C、N)为主组成的析出物，但从析出相数量上来看，强冷条件有利于析出相的增加，析出相较集中分布于冷却条件较好的表层。

3.结论

由于先共析铁素体网膜的作用，Q345B钢温度在700℃-900℃有明显的低塑性区，Q345B钢Ar3～Ar1两相转变区也在这个低塑性区间，如果这个区间直装，容易导致裂纹的产生；另外从Q345B钢的CCT曲线分析，冷却速度不同，铸坯所经历的组织转变不同，快速冷却条件下，可以缩小奥氏体向铁素体的转变区间，如果冷却条件足够大，甚至不发生奥氏体向铁素体的转变，这样就减少了先共析铁素体网膜的作用，同时铸坯停留在Ar3～Ar1两相转变区的时间也较短，抑制了混晶组织缺陷的产生，因此，强冷工艺能够避免微合金钢直装轧板裂纹缺陷，结合实际的应用效果，可以得出以下结论：

（1）Q345B钢低温区强冷直装能够避免先共析铁素体的影响，抑制混晶组织缺陷的产生，有效避免直装轧板裂纹缺陷的产生；

（2）强冷、正常冷却工艺对铸坯的低倍形貌、枝晶分布影响不大，两种工艺条件下铸坯的低倍形貌、枝晶分布基本相同；

（3）从金相组织分析结果看，强冷铸坯金相组织主要为外部的马氏体、马氏体+下贝氏体，内部下贝氏体组成；正常冷却铸坯金相组织主要为外部的贝氏体、马氏体+下贝氏体，内部铁素体+珠光体组成；

（4）从析出相分析结果看，直装、冷装铸坯，直装、冷装轧板析出相基本相同，均为以(Ti、NB、C、N)为主组成的析出物，视场、位置相同的情况下，强冷铸坯析出相数量比正常冷却铸坯多，直装轧板析出相数量比冷装轧板多，无论哪种冷却条件下，析出相在铸坯靠近表面的位置数量较多。

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