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1、微合金化钢连铸板坯表面组织特征及其调控机制研究在微合金化钢中添加Nb、V、Ti等,可保证在较低的碳当量下,通过碳、氮化物析出物（尺寸5nm左右）的弥散分布及微合金元素的固溶,使钢具备良好的强韧性配合,焊接性能得到极大改善。然而,这类微合金化钢在连铸生产过程中铸坯表面经常出现横裂纹,尤其是角部横裂纹,轧制时出现烂边或龟裂现象,只能通过连铸修磨切角或轧制切边来解决,严重降低最终钢材的收得率。本文充分调研了国内某钢厂微合金化钢生产工艺,以含Ti-Nb高性能焊接用钢HG785为研究对象,分析和计算了铸坯在冷却过程中的碳氮化物析出热力学与动力学。在此基础上通过Gl
2、eeble-3500热模拟实验和计算模型分析了不同冷却速率对高温奥氏体长大和热塑性的影响;确定了HG785的合适表面组织控制工艺（SurfaceStructureControl）的冷却参数,特别是SSC冷却工艺对组织和第二相析出分布的影响,并通过热拉伸实验分析了不同热循环对钢的热塑性的影响。基于以上理论研究成果和板坯传热模型,主要得出以下结论:（1）采用列联表对连铸各生产因素进行独立性检验,过热度、结晶器冷却条件、水口插入深度均对微合金化钢铸坯角部裂纹发生有较大影响;（2）试验用钢碳氮化物析出热力学表明,随着温度的降低,奥氏体中溶解的Ti、Nb、C和N逐渐降低,高温
3、时主要以TiN的形式析出为主,随着温度的降低,C在Ti(CxN1-x)中的占位比会增大,在0.020.3左右。Ti（C,N）优先在晶界形核,最大析出温度为1350℃左右,均匀形核最大析出温度为1200℃左右。Nb（C,N）晶界形核最大析出温度为980℃,均匀形核的最大析出温度为850℃。（3）当冷却速率分别为1、3、5、7、10℃/s时,最终奥氏体尺寸分别为1.41、1.08、0.78、0.61、0.48mm,在冷却速率小于3℃/s条件下,易形成粗大的奥氏体晶粒（>1mm）。冷却速率增大后,细小的Ti（C
4、,N）在奥氏体边界呈链状析出,能有效地钉扎限制奥氏体的长大。在第Ⅲ脆性区热拉伸中,1℃/s和5℃/s两种冷速在800℃热拉伸时断面收缩率仅为29.7%和23.0%,都伴随有70200nm矩形或不规则形的（Ti,Nb）（C,N）和40100nm针状的Nb（C,N）析出。（4）HG785的SSC工艺在10℃/s快速冷却下,γ→α相变开始温度为573℃,快速冷却到600℃且保温2min后,可以完成组织转变,此时析出物主要为少量大尺寸富Ti的Ti（C,N）析出相组成,析出尺寸在100nm以上。回温温度控制在1000℃时,随着溶质元素Ti、N
5、b、C和N的扩散能力开始回升,复合（Ti,Nb）（C,N）析出相开始均匀析出,析出物尺寸主要集中在1040nm。再以1℃/s冷却到800℃时奥氏体组织大小仅为70μm左右,此时析出物主要以520nm细小（Ti,Nb）（C,N）均匀析出,也存在少量大尺寸（Ti,Nb）（C,N）析出物以原有TiN为核心继续长大。（5）传统热拉伸和温度波动后拉伸时均会在700900℃范围内存在第III脆性区,在原奥氏体晶界处有25μm先共析铁素体膜形成,且大量50150nm的（Ti,Nb）
6、（C,N）析出物在奥氏体晶界处析出长大。经过SSC冷却工艺后,在原有脆性低谷区800℃时由于晶界与晶内形核几乎同时进行,未发现膜状铁素体,且Ti和Nb的析出物因溶质元素的扩散限制,在奥氏体晶界处无偏聚现象。（6）对铸坯断面230mm×1300mm、中包温度为1550℃和拉速为1m/min的微合金化钢在传统工艺下传热模型计算表明,铸坯在出结晶器后的角部温度为970℃,结晶器内平均冷速为15.67℃/s,其中温度大于1300℃时平均冷速为9.51℃/s。在进入矫直段时,角部平均冷速仅为0.43℃/s,Nb（C,N）在奥氏体晶界处大量析出。而采用高中包浇铸温度（1570℃）—低拉速
7、（0.8m/min）模式时,出结晶器下口温度仅略有下降,而随着拉坯时间明显增加,会促进粗大奥氏体、碳氮化物在晶界处大量析出和膜状铁素体的形成。（7）通过优化结晶器水量,增大1N、1I+O、2I+O、3I+O的水量分别至282、325、523、487l/min,减小4I+O、5I+O、6I+O水量,后续分区与原有水量基本保持一致,其角部温度场模拟结果达到SSC冷却工艺要求。（8）通过成分微调,尽量避开碳含量裂纹敏感区,降低钢中N和Nb含量,提高Ti含量;降低和稳定中包浇铸温度,优先使用正常周转罐,对加热罐
