工程科学学报 Chinese Journal of Engineering 基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 邹雷雷刘青杜肖臣张江山李明 Secondary cooling control based on solidification characteristics of non-quenched and tempered steel ZOU Lei-lei.LIU Qing.DU Xiao-chen,ZHANG Jiang-shan,LI Ming 引用本文： 邹雷雷，刘青，杜肖臣，张江山，李明.基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制.工程科学学报2022.44(3：357-366.doi: 10.13374j.issn2095-9389.2021.09.19.001 ZOU Lei-lei,LIU Qing,DU Xiao-chen,ZHANG Jiang-shan,LI Ming.Secondary cooling control based on solidification characteristics of non-quenched and tempered steel[J].Chinese Journal of Engineering,2022,44(3):357-366.doi: 10.13374:issn2095-9389.2021.09.19.001 在线阅读View online:https::/oi.org10.13374.issn2095-9389.2021.09.19.001 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 模锻变形对曲轴用非调质钢1538MV显微组织的影响 Influence of die-forging deformation on microstructure of 1538MV non-quenched and tempered steel for crankshaft 工程科学学报.2018,40(5)：579 https:1doi.org/10.13374j.issn2095-9389.2018.05.008 K424高温合金凝固特征及冷却速度对其影响规律 Solidification characteristics and microstructures evolution of Ni-based superalloy K424 with different solidification cooling rates 工程科学学报.2018.40(11)：1332htps:/doi.org10.13374j.issn2095-9389.2018.11.007 喷嘴喷淋距离对连俦小方坯二冷均匀性的影响 Effect of nozzle spray distance on the secondary cooling uniformity of continuous casting billet 工程科学学报.2020.42(6：739htps:/1doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.12.26.001 低碳钢连铸板坯表层凝固钩的特征 Subsurface hooks in continuous casting slabs of low-carbon steel 工程科学学报.2017,392：251 https::/1oi.org/10.13374.issn2095-9389.2017.02.013 基于无网格伽辽金法的连铸坯凝固计算方法 Calculation of continuous casting billet solidification based on element-free Galerkin method 工程科学学报.2020,42(2：186 https:/1doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.02.02.001 连铸流动与凝固耦合模拟中糊状区系数的表征及影响 Representation and effect of mushy zone coefficient on coupled flow and solidification simulation during continuous casting 工程科学学报.2019,41(2：199 https::/1doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.02.006
基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 邹雷雷 刘青 杜肖臣 张江山 李明 Secondary cooling control based on solidification characteristics of non-quenched and tempered steel ZOU Lei-lei, LIU Qing, DU Xiao-chen, ZHANG Jiang-shan, LI Ming 引用本文: 邹雷雷, 刘青, 杜肖臣, 张江山, 李明. 基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制[J]. 工程科学学报, 2022, 44(3): 357-366. doi: 10.13374/j.issn2095-9389.2021.09.19.001 ZOU Lei-lei, LIU Qing, DU Xiao-chen, ZHANG Jiang-shan, LI Ming. Secondary cooling control based on solidification characteristics of non-quenched and tempered steel[J]. Chinese Journal of Engineering, 2022, 44(3): 357-366. doi: 10.13374/j.issn2095-9389.2021.09.19.001 在线阅读 View online: https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2021.09.19.001 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 模锻变形对曲轴用非调质钢1538MV显微组织的影响 Influence of die-forging deformation on microstructure of 1538MV non-quenched and tempered steel for crankshaft 工程科学学报. 2018, 40(5): 579 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2018.05.008 K424高温合金凝固特征及冷却速度对其影响规律 Solidification characteristics and microstructures evolution of Ni-based superalloy K424 with different solidification cooling rates 工程科学学报. 2018, 40(11): 1332 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2018.11.007 喷嘴喷淋距离对连铸小方坯二冷均匀性的影响 Effect of nozzle spray distance on the secondary cooling uniformity of continuous casting billet 工程科学学报. 2020, 42(6): 739 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.12.26.001 低碳钢连铸板坯表层凝固钩的特征 Subsurface hooks in continuous casting slabs of low-carbon steel 工程科学学报. 2017, 39(2): 251 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.02.013 基于无网格伽辽金法的连铸坯凝固计算方法 Calculation of continuous casting billet solidification based on element-free Galerkin method 工程科学学报. 2020, 42(2): 186 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.02.02.001 连铸流动与凝固耦合模拟中糊状区系数的表征及影响 Representation and effect of mushy zone coefficient on coupled flow and solidification simulation during continuous casting 工程科学学报. 2019, 41(2): 199 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.02.006
工程科学学报.第44卷，第3期：357-366.2022年3月 Chinese Journal of Engineering,Vol.44,No.3:357-366,March 2022 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2021.09.19.001;http://cje.ustb.edu.cn 基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 邹雷雷，刘青)四，杜肖臣)，张江山)，李明) 1)北京科技大学钢铁治金新技术国家重点实验室，北京1000832)南京钢铁股份有限公司，南京225267 ☒通信作者，E-mail:qliu@ustb.edu.cn 摘要提出了基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制方法.在凝固特性研究方面，运用高温共聚焦显微镜、场发射扫描电 镜研究了冷速对第二相粒子析出规律的影响，并阐释了先共析铁素体的相变机制.结果表明，第二相粒子在1086℃开始析 出，并在912℃达到峰值.当冷速在0.1~5℃·s时，随着冷速增大，第二相粒子尺寸和数量均减小，且第二相粒子由晶界处 的链状分布向晶体内的弥散分布过渡，提高冷速有助于削弱第二相粒子的钉扎作用，强化铸坯表层微观组织：在二冷配水优 化方面，建立了考虑铸坯横向水量分布的凝固传热数学模型，提出了基于非调质钢凝固特性的二冷配水优化方案，即对出结 晶器后的铸坯实施强冷，以满足控制第二相粒子析出的合理冷速和温度区间的要求.工业试验证实了技术方案的可行性.此 外，研究表明，降低喷淋距离有助于改善连铸坯横向冷却不均匀性.本研究统筹考虑二冷水量与喷淋距离对非调质钢裂纹敏 感性的影响，通过开展“纵-横”凝固冷却控制研究对连铸二次冷却进行系统优化，提出的二冷优化方案有助于改善连铸坯的 表面及皮下裂纹 关键词连铸：非调质钢：凝固特性：碳氨化物析出：冷速：二冷优化 分类号TF777.2 Secondary cooling control based on solidification characteristics of non-quenched and tempered steel ZOU Lei-lei,LIU Qing,DU Xiao-chen),ZHANG Jiang-shan,LI Ming? 1)State Key Laboratory of Advanced Metallurgy,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Nanjing Iron Steel Co.,Ltd.,Nanjing 225267,China Corresponding author,E-mail:qliu @ustb.edu.cn ABSTRACT Due to the high crack sensitivity of non-quenched and tempered steel and the difficulty of accurate control of secondary cooling,surface cracks of the continuous casting strand occur frequently.A secondary cooling control method based on the solidification characteristics of non-quenched and tempered steel was proposed.For the solidification characteristics,the effect of the cooling rate on the secondary phase precipitation was studied using a confocal microscope and field emission scanning electron microscopy(FESEM), and the phase transformation mechanism of proeutectoid ferrite was clarified.Results show that the second-phase particles start to precipitate at 1086C and reach a peak at~912C.When the cooling rate ranges from 0.1 to 5C-s,the size and volume fraction of the second-phase particles decrease with the increase of the cooling rate,and the second-phase particles transition from a chain-like distribution at the grain boundaries to a uniform distribution in the matrix.Increasing the cooling rate is helpful to weaken the pinning effect of the precipitates and strengthen the microstructure of the bloom surface.As for the secondary cooling optimization,a heat transfer and solidification model considering a transverse water distribution was established,and a secondary cooling optimization method based on the solidification characteristics of non-quenched and tempered steel was proposed.Strong cooling is performed after 收稿日期：2021-09-19 基金项目：江苏省双创人才资助项目(2016A426):钢铁治金新技术国家重点实验室自主课题资助项目(41618004)
基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 邹雷雷1)，刘 青1) 苣，杜肖臣1)，张江山1)，李 明2) 1) 北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点实验室，北京 100083 2) 南京钢铁股份有限公司，南京 225267 苣通信作者， E-mail: qliu@ustb.edu.cn 摘 要 提出了基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制方法. 在凝固特性研究方面，运用高温共聚焦显微镜、场发射扫描电 镜研究了冷速对第二相粒子析出规律的影响，并阐释了先共析铁素体的相变机制. 结果表明，第二相粒子在 1086 ℃ 开始析 出，并在 912 ℃ 达到峰值. 当冷速在 0.1～5 ℃·s−1 时，随着冷速增大，第二相粒子尺寸和数量均减小，且第二相粒子由晶界处 的链状分布向晶体内的弥散分布过渡，提高冷速有助于削弱第二相粒子的钉扎作用，强化铸坯表层微观组织；在二冷配水优 化方面，建立了考虑铸坯横向水量分布的凝固传热数学模型，提出了基于非调质钢凝固特性的二冷配水优化方案，即对出结 晶器后的铸坯实施强冷，以满足控制第二相粒子析出的合理冷速和温度区间的要求. 工业试验证实了技术方案的可行性. 此 外，研究表明，降低喷淋距离有助于改善连铸坯横向冷却不均匀性. 本研究统筹考虑二冷水量与喷淋距离对非调质钢裂纹敏 感性的影响，通过开展“纵‒横”凝固冷却控制研究对连铸二次冷却进行系统优化，提出的二冷优化方案有助于改善连铸坯的 表面及皮下裂纹. 关键词 连铸；非调质钢；凝固特性；碳氮化物析出；冷速；二冷优化 分类号 TF777.2 Secondary cooling control based on solidification characteristics of non-quenched and tempered steel ZOU Lei-lei1) ，LIU Qing1) 苣 ，DU Xiao-chen1) ，ZHANG Jiang-shan1) ，LI Ming2) 1) State Key Laboratory of Advanced Metallurgy, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) Nanjing Iron & Steel Co., Ltd., Nanjing 225267, China 苣 Corresponding author, E-mail: qliu@ustb.edu.cn ABSTRACT Due to the high crack sensitivity of non-quenched and tempered steel and the difficulty of accurate control of secondary cooling, surface cracks of the continuous casting strand occur frequently. A secondary cooling control method based on the solidification characteristics of non-quenched and tempered steel was proposed. For the solidification characteristics, the effect of the cooling rate on the secondary phase precipitation was studied using a confocal microscope and field emission scanning electron microscopy (FESEM), and the phase transformation mechanism of proeutectoid ferrite was clarified. Results show that the second-phase particles start to precipitate at 1086 °C and reach a peak at ~912 °C. When the cooling rate ranges from 0.1 to 5 °C·s−1, the size and volume fraction of the second-phase particles decrease with the increase of the cooling rate, and the second-phase particles transition from a chain-like distribution at the grain boundaries to a uniform distribution in the matrix. Increasing the cooling rate is helpful to weaken the pinning effect of the precipitates and strengthen the microstructure of the bloom surface. As for the secondary cooling optimization, a heat transfer and solidification model considering a transverse water distribution was established, and a secondary cooling optimization method based on the solidification characteristics of non-quenched and tempered steel was proposed. Strong cooling is performed after 收稿日期: 2021−09−19 基金项目: 江苏省双创人才资助项目（2016A426）；钢铁冶金新技术国家重点实验室自主课题资助项目（41618004） 工程科学学报，第 44 卷，第 3 期：357−366，2022 年 3 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 44, No. 3: 357−366, March 2022 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2021.09.19.001; http://cje.ustb.edu.cn
358 工程科学学报，第44卷.第3期 the strand leaves the mold to meet the requirements of a reasonable cooling rate and temperature range for controlling the precipitation of particles.Industrial trials confirm the feasibility of the technical solution.In addition,the study shows that reducing the spray distance can improve the transverse non-uniformity of secondary cooling water.In this study,the influence of the secondary cooling water amount and spray distance on the crack sensitivity of non-quenched and tempered steel was comprehensively considered,and the secondary cooling process was optimized by studying the "longitudinal-transverse"solidification cooling.The proposed optimization scheme contributes to the improvement of surface and subsurface cracks of continuous casting bloom. KEY WORDS continuous casting;non-quenched and tempered steel;solidification characteristics;carbonitride precipitate:cooling rate;secondary cooling optimization 非调质钢是在普通碳锰钢基础上加入V、Ti、 日本住友Kato等l提出了“铸坯表层组织控冷”， Nb等微合金元素，并通过控轧、控冷等技术，使其 即SSC(Surface structure control)连铸冷却工.艺，即 不经调质处理，力学性能仍能达到调质钢要求的 当铸坯出结晶器后，通过实施强冷使铸坯快速冷 一种钢种-刘非调质钢又属于微合金钢，目前广 却至777℃以下，然后利用铸坯凝固潜热使铸坯 泛应用于汽车零部件的生产领域.钢中微合金元 回温.SSC工艺主要通过以下两点来提高铸坯热 素可起到细晶强化和析出强化的作用，有助于提 塑性：一是消除奥氏体晶界的铁素体膜，二是控制 高钢的强韧性、耐腐蚀性以及焊接性.然而，连铸 钢中第二相粒子的弥散析出.生产实践表明，实 工艺一直以来是制约微合金钢生产的重要环节 施SSC技术后，板坯表面横裂纹基本消失.此后， 因钢中碳氨化物在奥氏体晶界析出，增强了钢的 国内宝钢、攀钢6、唐钢不锈钢)等企业先后开 裂纹敏感性，加之二冷水的不均匀冷却，在热应力 展了SSC技术的工业应用，并取得了较好的应用 作用下极易引发连铸坯的表面及皮下裂纹.微合 效果 金钢的表面裂纹成为限制其高质、高效化生产的 然而，现阶段针对二冷强冷技术的适宜冷却 共性技术难题- 速率，以及强冷的作用温度区间尚不明确，且低温 微合金钢的表面裂纹与钢的第三脆性温度区 对铸坯热塑性的影响不可忽视.因此，本文通过探 密切相关.研究表明，微合金钢第三脆性温度区的 究冷速对碳氨化物析出行为的影响规律，明确了 脆化是钢中第二相粒子析出与铁素体相变共同作 控制第二相粒子析出的合理冷速与温度区间，提 用的结果可碳氨化物在奥氏体晶界析出，阻止了 出了基于非调质钢凝固特性的二冷配水方案，以 晶界迁移，抑制了晶粒的动态再结品，在外力作用 精准控制钢中第二相粒子的析出行为，进而强化 下产生沿晶断裂；而先共析铁素体相变过程，会在 连铸坯表层凝固组织.此外，连铸坯的横向冷却不 奥氏体晶界形成铁素体网膜并成为应力集中源， 均匀性也容易引起铸坯表面裂纹，同样不可忽视叨 进而引发钢的脆断.因此，控制第二相粒子析出和 因此，本研究还对喷嘴的喷淋高度进行优化，从改 凝固相变对于改善微合金钢裂纹敏感性具有重要 善连铸坯横向冷却不均匀性方面抑制铸坯表面裂 意义 纹萌生或扩展 碳氮化物一般集中在800~1000℃析出⑧-， 1连铸坯凝固特性和喷淋水量分布测试实验 而连铸坯出结晶器后的温度一般高于1000℃.因 此，碳氨化物的析出行为主要受连铸二次冷却的 1.1高温共聚焦显微镜原位观察与高温拉伸实验 影响.研究表明，冷速是控制钢中碳氨化物的析出 高温共聚焦显微镜原位观察、高温拉伸实验 的关键0-川Luo等21研究了冷速对高速钢组织 所用材料均取自SG02钢连铸坯.SG02钢的化学 和碳氨化物析出的影响，获得了合理的热处理冷 成分见表1 速以改善钢的组织及力学性能：Dou等)研究了冷 表1SG02钢主要化学成分（质量分数） 速对V(C,N)析出以及先共析铁素体相变的影响， Table 1 Main chemical composition of the SG02 steel % 提出了针对钒微合金钢大方坯的“二冷三段弱 C Mn V Nb Ti 冷+二冷四段强冷”的二冷调控策略：Ma等1研究 Si 0.430.451410.010.01250.01150.070.0170.015 了冷速对钢中碳氨化物析出行为的影响，指出高 冷速有助于碳氨化物在钢基体中的弥散分布.基 运用高温共聚焦显微镜原位观察碳氮化物析 于控制碳氨化物析出以及凝固相变的理论共识， 出和先共析铁素体相变.实验前，用砂纸打磨试样
the strand leaves the mold to meet the requirements of a reasonable cooling rate and temperature range for controlling the precipitation of particles. Industrial trials confirm the feasibility of the technical solution. In addition, the study shows that reducing the spray distance can improve the transverse non-uniformity of secondary cooling water. In this study, the influence of the secondary cooling water amount and spray distance on the crack sensitivity of non-quenched and tempered steel was comprehensively considered, and the secondary cooling process was optimized by studying the “longitudinal‒transverse” solidification cooling. The proposed optimization scheme contributes to the improvement of surface and subsurface cracks of continuous casting bloom. KEY WORDS continuous casting； non-quenched and tempered steel； solidification characteristics； carbonitride precipitate； cooling rate；secondary cooling optimization 非调质钢是在普通碳锰钢基础上加入 V、Ti、 Nb 等微合金元素，并通过控轧、控冷等技术，使其 不经调质处理，力学性能仍能达到调质钢要求的 一种钢种[1−2] . 非调质钢又属于微合金钢，目前广 泛应用于汽车零部件的生产领域. 钢中微合金元 素可起到细晶强化和析出强化的作用，有助于提 高钢的强韧性、耐腐蚀性以及焊接性. 然而，连铸 工艺一直以来是制约微合金钢生产的重要环节. 因钢中碳氮化物在奥氏体晶界析出，增强了钢的 裂纹敏感性，加之二冷水的不均匀冷却，在热应力 作用下极易引发连铸坯的表面及皮下裂纹. 微合 金钢的表面裂纹成为限制其高质、高效化生产的 共性技术难题[3−6] . 微合金钢的表面裂纹与钢的第三脆性温度区 密切相关. 研究表明，微合金钢第三脆性温度区的 脆化是钢中第二相粒子析出与铁素体相变共同作 用的结果[7] . 碳氮化物在奥氏体晶界析出，阻止了 晶界迁移，抑制了晶粒的动态再结晶，在外力作用 下产生沿晶断裂；而先共析铁素体相变过程，会在 奥氏体晶界形成铁素体网膜并成为应力集中源， 进而引发钢的脆断. 因此，控制第二相粒子析出和 凝固相变对于改善微合金钢裂纹敏感性具有重要 意义. 碳氮化物一般集中在 800～1000 ℃ 析出[8−9] ， 而连铸坯出结晶器后的温度一般高于 1000 ℃. 因 此，碳氮化物的析出行为主要受连铸二次冷却的 影响. 研究表明，冷速是控制钢中碳氮化物的析出 的关键[10−11] . Luo 等[12] 研究了冷速对高速钢组织 和碳氮化物析出的影响，获得了合理的热处理冷 速以改善钢的组织及力学性能；Dou 等[7] 研究了冷 速对 V(C,N) 析出以及先共析铁素体相变的影响， 提出了针对钒微合金钢大方坯的“二冷三段弱 冷+二冷四段强冷”的二冷调控策略；Ma 等[13] 研究 了冷速对钢中碳氮化物析出行为的影响，指出高 冷速有助于碳氮化物在钢基体中的弥散分布. 基 于控制碳氮化物析出以及凝固相变的理论共识， 日本住友 Kato 等[14] 提出了“铸坯表层组织控冷”， 即 SSC (Surface structure control) 连铸冷却工艺，即 当铸坯出结晶器后，通过实施强冷使铸坯快速冷 却至 777 ℃ 以下，然后利用铸坯凝固潜热使铸坯 回温. SSC 工艺主要通过以下两点来提高铸坯热 塑性：一是消除奥氏体晶界的铁素体膜，二是控制 钢中第二相粒子的弥散析出. 生产实践表明，实 施 SSC 技术后，板坯表面横裂纹基本消失. 此后， 国内宝钢[15]、攀钢[16]、唐钢不锈钢[3] 等企业先后开 展了 SSC 技术的工业应用，并取得了较好的应用 效果. 然而，现阶段针对二冷强冷技术的适宜冷却 速率，以及强冷的作用温度区间尚不明确，且低温 对铸坯热塑性的影响不可忽视. 因此，本文通过探 究冷速对碳氮化物析出行为的影响规律，明确了 控制第二相粒子析出的合理冷速与温度区间，提 出了基于非调质钢凝固特性的二冷配水方案，以 精准控制钢中第二相粒子的析出行为，进而强化 连铸坯表层凝固组织. 此外，连铸坯的横向冷却不 均匀性也容易引起铸坯表面裂纹，同样不可忽视[17] . 因此，本研究还对喷嘴的喷淋高度进行优化，从改 善连铸坯横向冷却不均匀性方面抑制铸坯表面裂 纹萌生或扩展. 1 连铸坯凝固特性和喷淋水量分布测试实验 1.1 高温共聚焦显微镜原位观察与高温拉伸实验 高温共聚焦显微镜原位观察、高温拉伸实验 所用材料均取自 SG02 钢连铸坯. SG02 钢的化学 成分见表 1. 表 1 SG02 钢主要化学成分 (质量分数) Table 1 Main chemical composition of the SG02 steel % C Si Mn P S N V Nb Ti 0.43 0.45 1.41 0.01 0.0125 0.0115 0.07 0.017 0.015 运用高温共聚焦显微镜原位观察碳氮化物析 出和先共析铁素体相变. 实验前，用砂纸打磨试样 · 358 · 工程科学学报，第 44 卷，第 3 期
邹雷雷等：基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 359· (规格Φ5mm×3mm)并用酒精清洗，以去除表层氧 的喷淋范围.最后，对集水装置进行拍照，并运用 化物.然后，将抛光后的试样置于高温共聚焦显微 该系统检测软件来识别水柱高度.以水柱高度表 镜加热炉内，并进行3次抽真空处理.最后，在高 征喷淋水量分布，如图1所示 纯氩气保护下按设定的热制度进行实验.实验过 程中，将试样以5℃·s的升温速率加热至1480℃ 并保温15min,使钢中第二相粒子充分回溶.然 后，分别以0.1、0.5、1、3和5℃s的冷速将试 样冷却至室温，运用高温共聚焦显微镜的自动成 像系统，原位观察试样在不同冷速下的组织演变 Water flux 规律 高温拉伸实验材料取自断面尺寸为220mm× 220mm的SG02钢连铸大方坯.沿垂直铸坯内弧 图1喷淋水量分布测试 Fig.I Measurement of the water flux distribution of the nozzle 方向取样，取样时避开铸坯的中心偏析、疏松部 位.将试样加工成规格为10mm×120m且两端带 2 SG02非调质钢凝固进程的原位观察 有螺纹的圆棒，采用Gleele1:500型热模拟试验机 对$G02钢的高温力学性能进行测试 2.1 M(C,N)析出与先共析铁素体相变 1.2喷淋水量分布测试 运用高温共聚焦显微镜，对01℃s1冷速下 运用北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点 SG02钢的凝固进程进行原位观察.图2是微合金 实验室自主研发的高品质钢连铸喷淋水雾化及冷 元素的碳氨化物M(C,N)析出与先共析铁素体相 却效果检测系统对喷嘴的水量分布进行测试.喷 变的演变规律图.从图2(a)可以看出，当温度由 淋测试系统由气源-水源装置、调压阀组、电器控 1480℃降低至1086℃时，试样表面出现了少量 制柜和综合机械平台组成.其中，综合机械平台用 “浮凸”.随着温度继续降低，在912℃左右时试样 于安装喷嘴及性能测试，气源-水源装置联合调压 表面“浮凸”数量达到峰值（图2(b)).学者唐萍、 阀组可实现气、水压力的精准调节，电器控制柜用 Griesser和Slater201以“浮凸”的出现间接表征 于实现综合机械平台的自动测试.实验过程中，首 M(C,N)粒子的析出，且指出“浮凸”产生是由于 先调整喷嘴安装高度以及气压、水压值，使其符合 M(C,N)周围存在溶质原子的贫化区，与周围基体 实验要求.待测试参数稳定后，开启水量分布测试 具有较高的浓度差，体积膨胀而导致.据此可知， 模式，集水装置以3mms的移动速度通过喷嘴 对于SG02非调质钢，M(C,N)粒子主要集中在912~ (a)7 (b) Appearance of Increase of M(C,N) 50μm M(C,N)particles 50m particles (c) d Initiation of a-ferrite Growth of a-ferrite from 50μm from grain boundary 50m y boundary to matrix 图2SG02钢凝固进程的原位观察.(a)1086℃：(b)912℃：(c)723℃：(d)665℃ Fig.2Im-situ observation of the solidification process of the SG02 steel:(a)1086℃；(b)912℃；(c)723℃：(d)665℃
（规格 ϕ5 mm×3 mm）并用酒精清洗，以去除表层氧 化物. 然后，将抛光后的试样置于高温共聚焦显微 镜加热炉内，并进行 3 次抽真空处理. 最后，在高 纯氩气保护下按设定的热制度进行实验. 实验过 程中，将试样以 5 ℃·s−1 的升温速率加热至 1480 ℃ 并保温 15 min，使钢中第二相粒子充分回溶. 然 后 ，分别以 0.1、 0.5、 1、 3 和 5 ℃·s−1 的冷速将试 样冷却至室温，运用高温共聚焦显微镜的自动成 像系统，原位观察试样在不同冷速下的组织演变 规律. 高温拉伸实验材料取自断面尺寸为 220 mm× 220 mm 的 SG02 钢连铸大方坯. 沿垂直铸坯内弧 方向取样，取样时避开铸坯的中心偏析、疏松部 位. 将试样加工成规格为 ϕ10 mm×120 m 且两端带 有螺纹的圆棒，采用 Gleele1500 型热模拟试验机 对 SG02 钢的高温力学性能进行测试. 1.2 喷淋水量分布测试 运用北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点 实验室自主研发的高品质钢连铸喷淋水雾化及冷 却效果检测系统对喷嘴的水量分布进行测试. 喷 淋测试系统由气源‒水源装置、调压阀组、电器控 制柜和综合机械平台组成. 其中，综合机械平台用 于安装喷嘴及性能测试，气源‒水源装置联合调压 阀组可实现气、水压力的精准调节，电器控制柜用 于实现综合机械平台的自动测试. 实验过程中，首 先调整喷嘴安装高度以及气压、水压值，使其符合 实验要求. 待测试参数稳定后，开启水量分布测试 模式，集水装置以 3 mm·s−1 的移动速度通过喷嘴 的喷淋范围. 最后，对集水装置进行拍照，并运用 该系统检测软件来识别水柱高度. 以水柱高度表 征喷淋水量分布，如图 1 所示. Nozzle Water flux distribution 图 1 喷淋水量分布测试 Fig.1 Measurement of the water flux distribution of the nozzle 2 SG02 非调质钢凝固进程的原位观察 2.1 M(C,N) 析出与先共析铁素体相变 运用高温共聚焦显微镜，对 0.1 ℃·s−1 冷速下 SG02 钢的凝固进程进行原位观察. 图 2 是微合金 元素的碳氮化物 M(C,N) 析出与先共析铁素体相 变的演变规律图. 从图 2（a）可以看出，当温度由 1480 ℃ 降低至 1086 ℃ 时，试样表面出现了少量 “浮凸”. 随着温度继续降低，在 912 ℃ 左右时试样 表面“浮凸”数量达到峰值（图 2（b））. 学者唐萍[18]、 Griesser[19] 和 Slater[20] 以“浮凸”的出现间接表征 M(C,N) 粒子的析出，且指出“浮凸”产生是由于 M(C,N) 周围存在溶质原子的贫化区，与周围基体 具有较高的浓度差，体积膨胀而导致. 据此可知， 对于 SG02 非调质钢，M(C,N) 粒子主要集中在 912～ (a) (c) (b) (d) Appearance of M(C,N) particles Increase of M(C,N) particles Initiation of α-ferrite from grain boundary Growth of α-ferrite from γ boundary to matrix 50 μm 50 μm 50 μm 50 μm 图 2 SG02 钢凝固进程的原位观察. （a）1086 ℃；（b）912 ℃；（c）723 ℃；（d）665 ℃ Fig.2 In-situ observation of the solidification process of the SG02 steel: (a) 1086 ℃; (b) 912 ℃; (c) 723 ℃; (d) 665 ℃ 邹雷雷等： 基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 · 359 ·
360 工程科学学报，第44卷，第3期 1086℃之间析出.且根据Pak⑧、杨柳2四的研究 步明确“浮凸”的物质组成，本研究运用JMatPro 结果，Nb(C,N)的开始析出温度在1100℃左右，而 软件对碳氨化物的析出行为进行热力学计算，如 析出峰值对应的温度在900℃左右，与本研究观 图3所示.结果表明，“浮凸”主要是Nb和V的复 察到的“浮凸”出现温度区间较为一致.为了进一 合碳氨化物，在低于1200℃时开始析出. 0.14 100 (a) (b) 012 80 0.10 -Nb 0.08 0.06 40 0.04 0 600700800900100011001200 6007008009001000110012001300 Temperature/C Temperature/℃ 图3碳氨化物析出的热力学计算.(a)碳氨化物的质量分数：(b)碳氨化物的主要成分 Fig.3 Thermodynamic calculation of carbonitride precipitation:(a)mass fraction of carbonitrides;(b)main component of a carbonitride 随着凝固的继续进行，当温度降低至723℃ 粒子数量开始减少，部分M(CN)粒子呈团簇状分 左右时，发生先共析铁素体相变，α铁素体从Y奥 布：而当冷速为5℃s时，试样中很难发现链状 氏体晶界向晶内生长，直至665℃完成相变 析出相，M(C,N)粒子的数量大大减少，且平均尺寸 (图2(c)、图2(d)).研究表明，相变过程中a铁素 更小.低冷速下，第二相之所以集中在奥氏体晶界 体强度只有Y奥氏体强度的1/4，当外力作用于相 析出且尺寸较大，是因为微合金元素在奥氏体晶 变区间时，易引发钢的沿晶脆性断裂.先共析铁素 界具有较高的平衡浓度，能够为第二相形核、长大 体相变与第二相粒子的析出行为具有一定的关联 提供足够的能量.而高冷速下，M(C,N)粒子尺寸 性，低冷速下，奥氏体晶界链状分布的M(C,N)可 和数量均减小，可从两个方面进行解释：(1)根据 作为孕育粒子促进铁素体的形核.先共析铁素体 溶质传输动力学，溶质元素的扩散系数随温度降 相变过程可分为两个阶段： 低呈指数级减小，V、Ti、Nb等微合金元素的扩散 (1)第一阶段：M(C,N)粒子沿奥氏体品界析 系数随着冷速的增大而急剧降低，使得第二相析 出，致使晶界附近形成C,N等溶质元素的贫化区； 出更加困难.(2)根据经典形核理论，第二相尺 (2)第二阶段：C,N溶质元素的贫化区进一步 寸、体积分数与时间正相关，而与冷速负相关1 扩展，致使奥氏体局部不稳定，进而促使γ奥氏体 因此，在高冷速下更多的溶质元素固溶在钢基体 向α铁素体转变 中，只有少量元素形成碳氨化物析出 2.2冷速对M(C,N)析出行为的影响 综上所述，增大冷速有助于控制钢中第二相 M(C,N)粒子的分布、大小和数量对钢的热塑 粒子弥散析出，强化铸坯表层凝固组织.同时，结 性有显著影响.为进一步厘清M(C,N)粒子析出行 合上文内容可知，增大冷速还可抑制奥氏体晶界 为对SG02钢热塑性的影响，运用场发射扫描电镜 铁素体的生长，促使铁素体在晶内长大，起到强化 对高温共聚焦实验制备的不同冷速下的试样进行 晶界作用.对于SG02钢要想抑制M(C,N)在奥氏 形貌分析.图4所示为不同冷速下钢中碳氨化物 体晶界析出，冷速至少要控制在1℃s以上. 的析出形貌.结合能谱分析可知，图中不规则的析 3SG02非调质钢连铸二次冷却控制 出相主要为V、Ti、Nb元素的复合碳氮化物，尺寸 主要集中在20~300nm之间.在0.1和0.5℃s1 现阶段，针对非调质钢的连铸二次冷却普遍 低冷速下，大部分M(C,N)粒子从奥氏体晶界析 采用弱冷或超弱冷模式，以最大限度减小钢在凝 出，尺寸较大且呈链状分布.这是由于奥氏体晶界 固过程中的热应力.然而，人们忽略了钢种特性 处的界面能较高，为M(C,N)粒子的形核提供了能 与二冷模式的匹配，导致裂纹缺陷频发且得不到 量：在1和3℃s冷速下，奥氏体晶界处M(C,N) 有效控制.因此，在明晰钢种凝固特性的基础上
1086 ℃ 之间析出. 且根据 Park[8]、杨柳[21] 的研究 结果，Nb(C,N) 的开始析出温度在 1100 ℃ 左右，而 析出峰值对应的温度在 900 ℃ 左右，与本研究观 察到的“浮凸”出现温度区间较为一致. 为了进一 步明确“浮凸”的物质组成，本研究运用 JMatPro 软件对碳氮化物的析出行为进行热力学计算，如 图 3 所示. 结果表明，“浮凸”主要是 Nb 和 V 的复 合碳氮化物，在低于 1200 ℃ 时开始析出. 0.14 0.12 0.10 0.08 0.06 0.04 0.02 600 700 800 900 1000 1100 1200 0 Mass fraction of M(C,N)/ % Element content/ % Temperature/℃ 600 700 800 900 1000 1100 1200 1300 Temperature/℃ 100 80 60 40 20 0 (a) (b) V Nb C N 图 3 碳氮化物析出的热力学计算. （a）碳氮化物的质量分数；（b）碳氮化物的主要成分 Fig.3 Thermodynamic calculation of carbonitride precipitation: (a) mass fraction of carbonitrides; (b) main component of a carbonitride 随着凝固的继续进行，当温度降低至 723 ℃ 左右时，发生先共析铁素体相变，α 铁素体从 γ 奥 氏 体 晶 界 向 晶 内 生 长 ， 直 至 665 ℃ 完 成 相 变 （图 2（c）、图 2（d））. 研究表明，相变过程中 α 铁素 体强度只有 γ 奥氏体强度的 1/4，当外力作用于相 变区间时，易引发钢的沿晶脆性断裂. 先共析铁素 体相变与第二相粒子的析出行为具有一定的关联 性. 低冷速下，奥氏体晶界链状分布的 M(C,N) 可 作为孕育粒子促进铁素体的形核. 先共析铁素体 相变过程可分为两个阶段： （1）第一阶段：M(C,N) 粒子沿奥氏体晶界析 出，致使晶界附近形成 C, N 等溶质元素的贫化区； （2）第二阶段：C, N 溶质元素的贫化区进一步 扩展，致使奥氏体局部不稳定，进而促使 γ 奥氏体 向 α 铁素体转变. 2.2 冷速对 M(C,N) 析出行为的影响 M(C,N) 粒子的分布、大小和数量对钢的热塑 性有显著影响. 为进一步厘清 M(C,N) 粒子析出行 为对 SG02 钢热塑性的影响，运用场发射扫描电镜 对高温共聚焦实验制备的不同冷速下的试样进行 形貌分析. 图 4 所示为不同冷速下钢中碳氮化物 的析出形貌. 结合能谱分析可知，图中不规则的析 出相主要为 V、Ti、Nb 元素的复合碳氮化物，尺寸 主要集中在 20～300 nm 之间. 在 0.1 和 0.5 ℃·s−1 低冷速下，大部分 M(C,N) 粒子从奥氏体晶界析 出，尺寸较大且呈链状分布. 这是由于奥氏体晶界 处的界面能较高，为 M(C,N) 粒子的形核提供了能 量 ；在 1 和 3 ℃·s−1 冷速下，奥氏体晶界处 M(C,N) 粒子数量开始减少，部分 M(C,N) 粒子呈团簇状分 布；而当冷速为 5 ℃·s−1 时，试样中很难发现链状 析出相，M(C,N) 粒子的数量大大减少，且平均尺寸 更小. 低冷速下，第二相之所以集中在奥氏体晶界 析出且尺寸较大，是因为微合金元素在奥氏体晶 界具有较高的平衡浓度，能够为第二相形核、长大 提供足够的能量. 而高冷速下，M(C,N) 粒子尺寸 和数量均减小，可从两个方面进行解释：（1）根据 溶质传输动力学，溶质元素的扩散系数随温度降 低呈指数级减小，V、Ti、Nb 等微合金元素的扩散 系数随着冷速的增大而急剧降低，使得第二相析 出更加困难. （2）根据经典形核理论，第二相尺 寸、体积分数与时间正相关，而与冷速负相关[15] . 因此，在高冷速下更多的溶质元素固溶在钢基体 中，只有少量元素形成碳氮化物析出. 综上所述，增大冷速有助于控制钢中第二相 粒子弥散析出，强化铸坯表层凝固组织. 同时，结 合上文内容可知，增大冷速还可抑制奥氏体晶界 铁素体的生长，促使铁素体在晶内长大，起到强化 晶界作用. 对于 SG02 钢要想抑制 M(C,N) 在奥氏 体晶界析出，冷速至少要控制在 1 ℃·s−1 以上. 3 SG02 非调质钢连铸二次冷却控制 现阶段，针对非调质钢的连铸二次冷却普遍 采用弱冷或超弱冷模式，以最大限度减小钢在凝 固过程中的热应力. 然而，人们忽略了钢种特性 与二冷模式的匹配，导致裂纹缺陷频发且得不到 有效控制. 因此，在明晰钢种凝固特性的基础上， · 360 · 工程科学学报，第 44 卷，第 3 期
邹雷雷等：基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 361· b (c Austenite grain Austenite grain boundary 2 um boundary 2μm 400nm (d) (e) () 20 C:3.08% N:0.65% 0.19% Ti:0.12% 10 Nb:0.17% Fe:95.80% 400nm 400nm 0 2 4 6 Energy/keV 图4不同冷速下碳氨化物粒子的析出形貌.(a)0.1℃s:(b)0.5℃s:(c)1℃s:(d)3℃s:(e)5℃s;(f)能量衍射分析 Fig.4 Precipitation morphology of carbonitride particles at different cooling rates:(a)0.1 C.s;(b)0.5 C.s;(c)1 C.s;(d)3 C.s;(e)5 C.s; (f)energy-dispersive spectrum analysis 开发定制化的二冷配水模式是提高连铸坯质量的 同区域的传热系数由测量的局部水量计算得出， 关键 建模方法详见Han等四的研究.钢的固相率、密 3.1现行二冷工艺评估 度、热焓和导热系数等物性参数随温度的变化而 某钢厂生产的SG02钢方坯断面尺寸为220mm× 变化.本文运用JMatPro软件对钢的热物性参数进 220mm,主要连铸工艺参数如表2所示.在二冷 行计算，结果如图6所示.考虑到电磁搅拌对结晶 区，一段采用水喷嘴冷却铸坯，二段至四段采用 器钢液行为的影响，结晶器内液相的导热系数取 3种不同型号的气-雾喷嘴冷却铸坯，连铸机及喷 计算所得液相导热系数的3倍，糊状区的导热系 嘴配置如图5所示 数随温度线性变化.结晶器以外的冷却段，其导热 系数采用计算值 表2SG02钢主要连铸工艺参数 Table 2 Main casting parameters of the SG02 steel 为校正所建凝固传热数学模型，采用型号为 Item Value Raynger-3i-Plus的高温红外测温仪对连铸坯表面 温度进行测温.为了削弱氧化铁皮和水雾等因素 Sectional dimension/(mmxmm) 220×220 Casting speed/(m'min) 1.05 对测温结果的干扰，测温过程中测温仪垂直于铸 Pouring temperature/C 1524 坯表面，且选取测量位置的最大值作为最终温度 Superheat/℃ 35 图7(a)为根据测温值修正后的凝固传热数学模 Water flux of mold cooling/(m3.h) 150 型计算结果.可知，连铸坯表面中心的测温值与模 Temperature difference of mold water/C 7.0 拟值较为吻合，相对误差范围为±1.5%.因此，本文 Water flux of secondary cooling/(Lkg) 0.32 所建凝固传热数学模型可用于计算连铸坯的热 Water temperature/℃ 35 行为 Ambient temperature/C 25 图7(b)为现工况连铸坯的温度变化.可知，出 二冷区时连铸坯表面中心温度在1022℃，高于 本文采用切片法建立1/4铸坯断面的凝固传 M(C,N)的集中析出温度下限912℃.由于二冷强 热数学模型.该模型特别考虑了铸坯在二冷区的 度较弱，连铸坯表层M(C,N)并不能在二冷区完全 横向水量分布.根据现工况喷嘴的水量分布测试 析出，会延续到空冷段.冷速是衡量冷却强度的重 结果，将俦坯表面沿宽度方向划分为9个区域，不 要指标之一，为了量化二冷各段的平均冷速，将铸
开发定制化的二冷配水模式是提高连铸坯质量的 关键. 3.1 现行二冷工艺评估 某钢厂生产的 SG02 钢方坯断面尺寸为 220 mm× 220 mm，主要连铸工艺参数如表 2 所示. 在二冷 区，一段采用水喷嘴冷却铸坯，二段至四段采用 3 种不同型号的气‒雾喷嘴冷却铸坯，连铸机及喷 嘴配置如图 5 所示. 表 2 SG02 钢主要连铸工艺参数 Table 2 Main casting parameters of the SG02 steel Item Value Sectional dimension/(mm×mm) 220×220 Casting speed/(m·min−1) 1.05 Pouring temperature/°C 1524 Superheat/℃ 35 Water flux of mold cooling/(m3 ·h−1) 150 Temperature difference of mold water/°C 7.0 Water flux of secondary cooling / (L·kg−1) 0.32 Water temperature/℃ 35 Ambient temperature/℃ 25 本文采用切片法建立 1/4 铸坯断面的凝固传 热数学模型. 该模型特别考虑了铸坯在二冷区的 横向水量分布. 根据现工况喷嘴的水量分布测试 结果，将铸坯表面沿宽度方向划分为 9 个区域，不 同区域的传热系数由测量的局部水量计算得出， 建模方法详见 Han 等[22] 的研究. 钢的固相率、密 度、热焓和导热系数等物性参数随温度的变化而 变化. 本文运用 JMatPro 软件对钢的热物性参数进 行计算，结果如图 6 所示. 考虑到电磁搅拌对结晶 器钢液行为的影响，结晶器内液相的导热系数取 计算所得液相导热系数的 3 倍，糊状区的导热系 数随温度线性变化. 结晶器以外的冷却段，其导热 系数采用计算值. 为校正所建凝固传热数学模型，采用型号为 Raynger-3i-Plus 的高温红外测温仪对连铸坯表面 温度进行测温. 为了削弱氧化铁皮和水雾等因素 对测温结果的干扰，测温过程中测温仪垂直于铸 坯表面，且选取测量位置的最大值作为最终温度. 图 7（a）为根据测温值修正后的凝固传热数学模 型计算结果. 可知，连铸坯表面中心的测温值与模 拟值较为吻合，相对误差范围为±1.5%. 因此，本文 所建凝固传热数学模型可用于计算连铸坯的热 行为. 图 7（b）为现工况连铸坯的温度变化. 可知，出 二冷区时连铸坯表面中心温度在 1022 ℃，高于 M(C,N) 的集中析出温度下限 912 ℃. 由于二冷强 度较弱，连铸坯表层 M(C,N) 并不能在二冷区完全 析出，会延续到空冷段. 冷速是衡量冷却强度的重 要指标之一，为了量化二冷各段的平均冷速，将铸 (a) (b) (c) (d) (e) (f) Austenite grain boundary Austenite grain boundary 2 μm 400 nm 400 nm 2 μm 400 nm Intensity 20 10 0 Energy/keV 0 2 4 6 8 C: 3.08% N: 0.65% V: 0.19% Ti: 0.12% Nb: 0.17% Fe: 95.80% 图 4 不同冷速下碳氮化物粒子的析出形貌. （a）0.1 ℃·s−1；（b）0.5 ℃·s−1；（c）1 ℃·s−1；（d）3 ℃·s−1；（e）5 ℃·s−1；（f）能量衍射分析 Fig.4 Precipitation morphology of carbonitride particles at different cooling rates: (a) 0.1 ℃·s−1; (b) 0.5 ℃·s−1; (c) 1 ℃·s−1; (d) 3 ℃·s−1; (e) 5 ℃·s−1; (f) energy-dispersive spectrum analysis 邹雷雷等： 基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 · 361 ·
362 工程科学学报，第44卷，第3期 ☑杰支165mm Nozzle A Secondary cooling zone I Secondary cooling zone I,0.43 m ☑f178 mm Nozzle B Secondary cooling zone II Secondary cooling zone II,1.63 m Secondary cooling zoneⅢ，I.89m 170mm Nozzle C Secondary cooling zone IV,2.46 m Secondary cooling zone Ill ☑175mm Nozzle D Secondary cooling zone IV 图5连铸机及喷嘴配置 Fig.5 Continuous casting machine and nozzle configuration ∠120 1.0(a 7800 (b) -Density 1400 (c) -Below the mold 日760 -Enthalpy 1200今 100 In the mold 10002三 80 800 7200 600 60 400 0 200 0 6800 0 140014201440146014801500 0 40080012001600 0 40080012001600 Temperature/C Temperature/℃ Temperature/C 图6SG02钢热物性参数.(a)固相率：(b)密度和热焓：(c)热导率 Fig.6 Thermal-physical properties of SG02 steel:(a)solid fraction;(b)density and enthalpy;(c)thermal conductivity 1600 (a) 1500 -Calculated temperature 1600(b) Suface center Measured temperature .........Billet corner 1400 1400 1300 136℃m1 1200 1022℃ 326℃ 1100 800 845℃ 1000 600 900 400 -2 0 24681012141618 0 2 46810121416182022 Distance to meniscus/m Distance to meniscus/m 图7模型修正及计算结果.()铸坯表面中心测量值与计算值对比：(b)表面中心和角部温度变化 Fig.7 Model modification and calculation results:(a)comparisons of the measured and simulated temperatures of the bloom surface center,(b)surface center and corner temperature changes 坯表面中心温度对时间求导得到瞬时冷速，然后 速控制要求 对二冷各段瞬时冷速求均值，即可得到平均冷速， 回温和横向温差可用于表征连铸坯的冷却不 如图8所示（负值代表冷却）.可知，现工况二冷一段 均匀性22.沿拉坯方向，现工况二冷二段回温为 至四段平均冷速分别为：2.05、0.61、0.50和0.31℃s, 136℃m,超出了冶金准则约定的最大回温(100℃m), 只有二冷一段满足上文提出的大于1℃s的冷 易引发连铸坯的内裂纹：沿铸坯横向，在二冷区连
坯表面中心温度对时间求导得到瞬时冷速，然后 对二冷各段瞬时冷速求均值，即可得到平均冷速， 如图 8 所示（负值代表冷却）. 可知，现工况二冷一段 至四段平均冷速分别为：2.05、0.61、0.50 和0.31 ℃·s−1 ， 只有二冷一段满足上文提出的大于 1 ℃·s−1 的冷 速控制要求. 回温和横向温差可用于表征连铸坯的冷却不 均匀性[23−24] . 沿拉坯方向，现工况二冷二段回温为 136 ℃·m−1，超出了冶金准则约定的最大回温（100 ℃·m−1）， 易引发连铸坯的内裂纹；沿铸坯横向，在二冷区连 Secondary cooling zoneⅠ, 0.43 m Nozzle A Secondary cooling zoneⅠ Nozzle B Secondary cooling zoneⅡ Nozzle C Secondary cooling zone Ⅲ Nozzle D Secondary cooling zone Ⅳ Secondary cooling zoneⅡ, 1.63 m Secondary cooling zoneⅢ, 1.89 m Secondary cooling zone Ⅳ, 2.46 m 165 mm 178 mm 170 mm 175 mm 图 5 连铸机及喷嘴配置 Fig.5 Continuous casting machine and nozzle configuration 1.0 (a) (b) (c) 0.8 0.6 0.4 0.2 0 Sloid fraction Density/(kg·m−3 ) Enthalpy/(kJ·kg−1 ) Thermal conductivity/(W·m−1·K−1 ) Temperature/℃ Temperature/℃ 1400 1420 1440 1460 1480 1500 0 400 800 1200 1600 Temperature/℃ 0 400 800 1200 1600 7800 7600 7400 7200 7000 6800 120 100 80 60 40 20 1400 1200 1000 800 600 400 200 0 Density Enthalpy Below the mold In the mold 图 6 SG02 钢热物性参数. （a）固相率；（b）密度和热焓；（c）热导率 Fig.6 Thermal-physical properties of SG02 steel: (a) solid fraction; (b) density and enthalpy; (c) thermal conductivity 1600 1500 1400 1300 1200 1100 1000 1600 1400 1200 1000 800 600 400 900 Temperature/ ℃ Temperature/ ℃ Distance to meniscus/m −2 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 Distance to meniscus/m 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 Calculated temperature Measured temperature Suface center Billet corner (a) (b) 136 ℃·m−1 326 ℃ 1022 ℃ 845 ℃ 图 7 模型修正及计算结果. （a）铸坯表面中心测量值与计算值对比；（b）表面中心和角部温度变化 Fig.7 Model modification and calculation results: (a) comparisons of the measured and simulated temperatures of the bloom surface center; (b) surface center and corner temperature changes · 362 · 工程科学学报，第 44 卷，第 3 期
邹雷雷等：基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 363· 3.2.1二冷配水优化. 若要减少晶界链状析出物，可增大连铸坯表 层的冷却速度，使铸坯表层快速经过第二相的析 4 -50 出温度区间，在碳氮化物来不及析出、长大时，铸 坯表层便被冷却至较低温度.因此，本研究拟对出 100 0 结晶器后的铸坯实施强冷，以控制第二相粒子弥 -223456789 散析出.如前文所述，控制SG02钢中碳氮化物析 -150 Distance to meniscus/m 出的两个关键因素：一是合理的冷速（≥1℃s): 0 24681012141618 二是明确冷速的作用温度区间(912~1086℃).经 Distance to meniscus/m 试算，当二冷一段水量保持不变，二段水量增大2.8 图8连铸坯表面中心瞬时冷速 倍时，可满足控制氨化物析出的上述两点要求.若 Fig.8 Instantaneous cooling rate at the surface center of the continuous casting billet 水量大于2.8倍，会使得高冷速作用于第二相粒子 析出温度区间外，反而会增大热应力.图10为二 铸坯表面中心与角部的最大温差为326℃（二冷一 冷工艺优化后连铸坯的温度变化.可知，配水优化 段除外)，温差过高会带来较大的热应力，易诱发 后，连铸坯表面中心在出结晶器后由1078℃快速 铸坯表面裂纹.因此，控制第二相粒子析出的同 冷却至908℃，即在二段末完成了铸坯表层碳氨 时，需统筹考虑“纵-横”冷却不均匀性对铸坯质量 化物析出控制.计算表明，二冷二段冷速由优化前 的影响 的0.61℃s增大至1.52℃s. 此外，铸坯角部温度同样不可忽视.在二冷区 铸坯角部温度在721~809℃，处于热塑性曲线 1600 -Surferce center “低谷区”（见图9），易产生角部裂纹.鉴于SG02 1400 Billet comer 钢的第三脆性温度区范围较大(<927℃)，矫直点 角部温度难以避开第三脆性温度区，根据热塑性 曲线，矫直点角部温度应控制在800℃以上. 908℃ 800 312℃ 100 600 400 02 468101214161820 927℃ Distance to meniscus/m 图10二冷配水优化后连铸坯特征位置温度变化 Fig.10 Temperature change of characteristic position after secondary cooling water distribution optimization 20 二冷工艺优化后，二段回温由136℃m降低 至0℃m,回温消失；二段最大温降为86℃m,符 50060070080090010001100120013001400 合治金准则约定的温降（≤200℃m)要求.此外，末 Temperature/C 端电磁搅拌位置中心固相率由优化前的0.01增大至 图9SG02钢高温热塑性 0.06,表明该方案的实施对末端电磁搅拌的影响较小 Fig.9 Hot ductility of the SG02 steel 从图10还可看出，二冷配水优化后，连铸坯横向最大 32连铸“纵-横”凝固冷却控制 温差由优化前的326℃降低至312℃，说明调整二 基于非调质钢凝固特性，本文拟通过开展连 冷水量对连铸坯的横向冷却不均匀性影响较小 铸坯“纵-横”凝固冷却控制研究系统优化二冷工 为了验证技术方案的可行性，2021年7月在 艺：在纵向冷却方面，对出结晶器后的初凝铸坯 国内某钢厂开展了针对C38N2非调质钢的二冷配 实施强冷，控制钢中碳氨化物弥散析出，提高连铸 水优化工业试验.C38N2钢与SG02钢成分相近且 坯表层凝固组织强度和热塑性：在横向冷却方面， 同属中碳锰非调质钢，由于其铸坯表面裂纹细小 通过优化喷嘴配置改善连铸坯的横向冷却不均 肉眼不易发现，因此，本文对铸坯质量不做评价， 匀性 而是以轧材表面探伤合格率作为应用效果的评价
铸坯表面中心与角部的最大温差为 326 ℃（二冷一 段除外），温差过高会带来较大的热应力，易诱发 铸坯表面裂纹. 因此，控制第二相粒子析出的同 时，需统筹考虑“纵‒横”冷却不均匀性对铸坯质量 的影响. 此外，铸坯角部温度同样不可忽视. 在二冷区 铸坯角部温度在 721～809 ℃，处于热塑性曲线 “低谷区”（见图 9），易产生角部裂纹. 鉴于 SG02 钢的第三脆性温度区范围较大（<927 ℃），矫直点 角部温度难以避开第三脆性温度区，根据热塑性 曲线，矫直点角部温度应控制在 800 ℃ 以上. 100 80 60 20 40 0 Reduction of area/ % Temperature/℃ 927 ℃ 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 1300 1400 图 9 SG02 钢高温热塑性 Fig.9 Hot ductility of the SG02 steel 3.2 连铸“纵‒横”凝固冷却控制 基于非调质钢凝固特性，本文拟通过开展连 铸坯“纵‒横”凝固冷却控制研究系统优化二冷工 艺：在纵向冷却方面，对出结晶器后的初凝铸坯 实施强冷，控制钢中碳氮化物弥散析出，提高连铸 坯表层凝固组织强度和热塑性；在横向冷却方面， 通过优化喷嘴配置改善连铸坯的横向冷却不均 匀性. 3.2.1 二冷配水优化. 若要减少晶界链状析出物，可增大连铸坯表 层的冷却速度，使铸坯表层快速经过第二相的析 出温度区间，在碳氮化物来不及析出、长大时，铸 坯表层便被冷却至较低温度. 因此，本研究拟对出 结晶器后的铸坯实施强冷，以控制第二相粒子弥 散析出. 如前文所述，控制 SG02 钢中碳氮化物析 出的两个关键因素：一是合理的冷速（≥1 ℃·s−1）； 二是明确冷速的作用温度区间（912～1086 ℃）. 经 试算，当二冷一段水量保持不变，二段水量增大 2.8 倍时，可满足控制氮化物析出的上述两点要求. 若 水量大于 2.8 倍，会使得高冷速作用于第二相粒子 析出温度区间外，反而会增大热应力. 图 10 为二 冷工艺优化后连铸坯的温度变化. 可知，配水优化 后，连铸坯表面中心在出结晶器后由 1078 ℃ 快速 冷却至 908 ℃，即在二段末完成了铸坯表层碳氮 化物析出控制. 计算表明，二冷二段冷速由优化前 的 0.61 ℃·s−1 增大至 1.52 ℃·s−1 . 1600 1400 1200 1000 800 600 400 Temperature/ ℃ 908 ℃ 312 ℃ Distance to meniscus/m 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 Surferce center Billet corner 图 10 二冷配水优化后连铸坯特征位置温度变化 Fig.10 Temperature change of characteristic position after secondary cooling water distribution optimization 二冷工艺优化后，二段回温由 136 ℃·m−1 降低 至 0 ℃·m−1，回温消失；二段最大温降为 86 ℃·m−1，符 合冶金准则约定的温降（≤200 ℃·m−1）要求. 此外，末 端电磁搅拌位置中心固相率由优化前的 0.01 增大至 0.06，表明该方案的实施对末端电磁搅拌的影响较小. 从图 10 还可看出，二冷配水优化后，连铸坯横向最大 温差由优化前的 326 ℃ 降低至 312 ℃，说明调整二 冷水量对连铸坯的横向冷却不均匀性影响较小. 为了验证技术方案的可行性，2021 年 7 月在 国内某钢厂开展了针对 C38N2 非调质钢的二冷配 水优化工业试验. C38N2 钢与 SG02 钢成分相近且 同属中碳锰非调质钢，由于其铸坯表面裂纹细小 肉眼不易发现，因此，本文对铸坯质量不做评价， 而是以轧材表面探伤合格率作为应用效果的评价 0 −50 4 3 2 1 0 −1 −2 2 3 4 5 6 7 8 9 −100 −150 Cooling rate/( ℃·s−1 ) Cooling rate/( ℃·s−1 ) Distance to meniscus/m Distance to meniscus/m 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 图 8 连铸坯表面中心瞬时冷速 Fig.8 Instantaneous cooling rate at the surface center of the continuous casting billet 邹雷雷等： 基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 · 363 ·
364 工程科学学报，第44卷，第3期 指标.试验结果表明，采用二冷配水优化方案后， 的横向温差阿水量分布测试结果表明，现工况下 轧材一次表面探伤合格率由优化前的68.4%提高 二冷区喷淋水为过覆盖铸坯或全覆盖铸坯冷却模 至90.5%.目前，某钢厂正在加快该技术在系列非 式，连铸坯角部冷却强度大，导致铸坯横向温差较 调质钢连铸生产中的推广应用 高.为此，本研究拟通过调整喷淋高度，实现喷淋 3.2.2喷嘴配置优化 水部分覆盖铸坯，以减小铸坯横向温差.喷淋水的 喷淋水量分布以及喷淋高度直接影响连铸坯 不同覆盖模式如图11所示. Nozzle Strand Mode I:over coverage Mode II whole coverage Mode lll:partial coverage 图11喷淋水的不同覆盖类型 Fig.11 Different coverage types of the spray water 喷嘴配置优化思路为：二冷一段喷淋水采用 线可知，铸坯角部热塑性得到明显提高.此外，矫 全覆盖铸坯冷却模式，以保证铸坯出结晶器后角 直点角部温度由优化前的845℃升高至849℃ 部冷却强度，二冷二段至四段采用部分覆盖模式， 综上所述，喷淋高度优化后，一方面减小了铸坯横 即喷淋水覆盖宽度占铸坯宽度的90%，以减小角 向温差，另一方面铸坯角部热塑性得到提高，对于 部冷却强度，喷淋高度优化方案如表3所示.喷淋 改善连铸坯表面裂纹具有重要意义. 高度优化后，再次对喷嘴的水量分布进行测试，测 试结果如图12所示.可知，降低喷淋高度后，铸坯 4结论 边角部水量减少，中心水量增大，其中二冷四段水 (1)原位观察结果表明，SG02钢的脆化是 量分布变化最明显.基于优化后的水量分布测试 M(C,N)粒子析出与凝固相变共同作用的结果 结果，建立凝固传热数学模型，分析连铸坯的温度 SG02钢中M(C,N)粒子集中在912~1086℃之间 变化. 析出，先共析铁素体相变发生在665~723℃之 间.此外，奥氏体晶品界的链状析出物可作为孕育粒 表3喷淋高度优化方案 子促使α铁素体从Y奥氏体晶界向晶内生长 Table 3 Spray height optimization scheme mm (2)SG02钢中第二相粒子主要是V、Ti、Nb元 Schemes Nozzle A Nozzle B Nozzle C Nozzle D 素的复合碳氨化物.当冷速在0.1~5℃s时，随 Before 165 178 170 175 optimization (Mode I)(Mode I) ModeⅡ) (Mode I) 着冷速增大，第二相粒子尺寸和数量均减小，且 140 145 140 135 After optimization ModeⅡ)Mode II)(ModeⅢ)ModeⅢ) 第二相粒子由晶界处的链状分布向晶体内的弥 散分布过渡，提高冷速有助于削弱第二相粒子的 图13为喷嘴配置优化后连铸坯表面中心和角 钉扎作用，强化铸坯表层微观组织.对于SG02钢， 部的温度变化、可知，降低喷淋高度后，铸坯角部 若要削弱第二相粒子的钉扎作用，冷速至少应大 温度明显升高，铸坯表面中心与角部最大温差由 于1℃s 优化前的326℃降低至220℃.此外，降低喷淋高 (3)对出结晶器后的铸坯实施强冷，二冷一段 度后，二冷二段回温由136℃m1降低至129℃m 水量保持不变，增大二段水量至2.8倍，有助于第 可见，降低喷淋距离可显著改善铸坯的横向冷却 二相粒子在钢中的弥散分布，工业试验证实了技 不均匀性，但对铸坯纵向回温影响较小.再者，降 术方案的可行性 低喷淋高度后，在二冷区铸坯角部温度由721~ (4)通过降低喷淋高度，采用喷淋水部分覆盖 809℃升高至845~954℃，结合SG02钢热塑性曲 铸坯的冷却模式有利于减小铸坯横向温差，改善
指标. 试验结果表明，采用二冷配水优化方案后， 轧材一次表面探伤合格率由优化前的 68.4% 提高 至 90.5%. 目前，某钢厂正在加快该技术在系列非 调质钢连铸生产中的推广应用. 3.2.2 喷嘴配置优化 喷淋水量分布以及喷淋高度直接影响连铸坯 的横向温差[25] . 水量分布测试结果表明，现工况下 二冷区喷淋水为过覆盖铸坯或全覆盖铸坯冷却模 式，连铸坯角部冷却强度大，导致铸坯横向温差较 高. 为此，本研究拟通过调整喷淋高度，实现喷淋 水部分覆盖铸坯，以减小铸坯横向温差. 喷淋水的 不同覆盖模式如图 11 所示. Nozzle Strand ModeⅠ: over coverage ModeⅡ: whole coverage ModeⅢ: partial coverage 图 11 喷淋水的不同覆盖类型 Fig.11 Different coverage types of the spray water 喷嘴配置优化思路为：二冷一段喷淋水采用 全覆盖铸坯冷却模式，以保证铸坯出结晶器后角 部冷却强度，二冷二段至四段采用部分覆盖模式， 即喷淋水覆盖宽度占铸坯宽度的 90%，以减小角 部冷却强度，喷淋高度优化方案如表 3 所示. 喷淋 高度优化后，再次对喷嘴的水量分布进行测试，测 试结果如图 12 所示. 可知，降低喷淋高度后，铸坯 边角部水量减少，中心水量增大，其中二冷四段水 量分布变化最明显. 基于优化后的水量分布测试 结果，建立凝固传热数学模型，分析连铸坯的温度 变化. 表 3 喷淋高度优化方案 Table 3 Spray height optimization scheme mm Schemes Nozzle A Nozzle B Nozzle C Nozzle D Before optimization 165 (ModeⅠ) 178 (ModeⅠ) 170 (ModeⅡ) 175 (ModeⅠ) After optimization 140 (ModeⅡ) 145 (Mode Ⅲ) 140 (Mode Ⅲ) 135 (Mode Ⅲ) 图 13 为喷嘴配置优化后连铸坯表面中心和角 部的温度变化. 可知，降低喷淋高度后，铸坯角部 温度明显升高，铸坯表面中心与角部最大温差由 优化前的 326 ℃ 降低至 220 ℃. 此外，降低喷淋高 度后，二冷二段回温由 136 ℃·m−1 降低至 129 ℃·m−1 . 可见，降低喷淋距离可显著改善铸坯的横向冷却 不均匀性，但对铸坯纵向回温影响较小. 再者，降 低喷淋高度后，在二冷区铸坯角部温度由 721～ 809 ℃ 升高至 845～954 ℃，结合 SG02 钢热塑性曲 线可知，铸坯角部热塑性得到明显提高. 此外，矫 直点角部温度由优化前的 845 ℃ 升高至 849 ℃. 综上所述，喷淋高度优化后，一方面减小了铸坯横 向温差，另一方面铸坯角部热塑性得到提高，对于 改善连铸坯表面裂纹具有重要意义. 4 结论 （ 1）原位观察结果表明 ， SG02 钢的脆化 是 M(C,N) 粒子析出与凝固相变共同作用的结果 . SG02 钢中 M(C,N) 粒子集中在 912～1086 ℃ 之间 析出，先共析铁素体相变发生在 665～723 ℃ 之 间. 此外，奥氏体晶界的链状析出物可作为孕育粒 子促使 α 铁素体从 γ 奥氏体晶界向晶内生长. （2）SG02 钢中第二相粒子主要是 V、Ti、Nb 元 素的复合碳氮化物. 当冷速在 0.1～5 ℃·s−1 时，随 着冷速增大，第二相粒子尺寸和数量均减小，且 第二相粒子由晶界处的链状分布向晶体内的弥 散分布过渡，提高冷速有助于削弱第二相粒子的 钉扎作用，强化铸坯表层微观组织. 对于 SG02 钢， 若要削弱第二相粒子的钉扎作用，冷速至少应大 于 1 ℃·s−1 . （3）对出结晶器后的铸坯实施强冷，二冷一段 水量保持不变，增大二段水量至 2.8 倍，有助于第 二相粒子在钢中的弥散分布，工业试验证实了技 术方案的可行性. （4）通过降低喷淋高度，采用喷淋水部分覆盖 铸坯的冷却模式有利于减小铸坯横向温差，改善 · 364 · 工程科学学报，第 44 卷，第 3 期
邹雷雷等：基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 365· 14(a) Before optimization 14(b) Before optimization Segment I,Nozzle A After optimization SegmentⅡ，Nozzle B After optimization 12 Effective rang,220 mm Effective rang,220 mm 10 8 6 6 4 0 -150 -100 -50 0 50 100 150 -150 -100-50 50 100 150 Distance to spray center/mm Distance to spray center/mm 14F(c) Betore optimization 14(d Before optimization Segment IlI,Nozzle C After optimization Segment IV,Nozzle D After optimization 12 Effective rang,220 mm ￥12 Effective rang,220 mm 10 8 8 6 4 -150 -100-50 0 50 100 150 150 -100 -50 0 50100 150 Distance to spray center/mm Distance to spray center/mm 图12喷淋高度优化前、后水量分布.(a)二冷一段.喷嘴A:(b)二冷二段.喷嘴B:(c)二冷三段.喷嘴C:(d)二冷四段，喷嘴D Fig.12 Water distribution before and after spray height optimization:(a)Segment I,Nozzle A;(b)Segment Il,Nozzle B:(c)Segment Il,Nozzle C: (d)Segment IV,Nozzle D 1600 -Surferce center non-quenched and tempered steel for large-sized crankshaft./SL/ Billet comner mt,2019.59(3):524 1400 [3]Liu Z Y,Wang C J,Cai ZZ,et al.New secondary cooling process 元1200 for transverse comer crack control of Nb micro-alloyed steel slab. 129℃m- 1000 China Metall,2018,28(3):22 220℃ (刘志远，王重君，蔡兆镇，等.含铌微合金钢连铸坯角部裂纹控 800 849℃f 制二冷新工艺.中国治金，2018,28(3)：22) 600 [4] Suzuki K I,Miyagawa S,Saito Y,et al.Effect of microalloyed nitride forming elements on precipitation of carbonitride and high 400 0 2 46810121416182022 temperature ductility of continuously cast low carbon Nb Distance to meniscus/m containing steel slab.ISI/Int,1995,35(1):34 图13喷嘴配置优化后连铸坯特征位置温度变化 [5]Du C.Zhang J,Wen J,et al.Hot ductility trough elimination Fig.13 Temperature change of characteristic position after nozzle through single cycle of intense cooling and reheating for configuration optimization microalloyed steel casting.Ironmak Steelmak,2016,43(5):331 连铸坯的横向冷却不均匀性 [6]Baker T N.Microalloyed steels.Ironmak Steelmak,2016,43(4): 264 参考文献 [7]Dou K,Liu Q.A new cooling strategy in curved continuous casting process of vanadium micro-alloyed YQ450NQRI steel [1]Yang Y,Zhou L Y,Jiang P.et al.Influence of die-forging bloom combining experimental and modeling approach.Metall deformation on microstructure of 1538MV non-quenched and Mater Trans A,2020,51(8):3945 tempered steel for crankshaft.Chin J Eng,2018,40(5):579 [8]Park J S,Ha Y S,Lee S J,et al.Dissolution and precipitation (杨勇，周乐育，蒋鹏，等，模锻变形对曲轴用非调质钢 kinetics of Nb(C,N)in austenite of a low-carbon Nb-microalloyed 1538MV显微组织的影响.工程科学学报，2018,40(5)：579) steel.Metall Mater Trans A,2009,40(3):560 [2]Lu J L,Wang Y P,Wang Q M,et al.Effect of MnS inclusions [9] Xie SS,Lee J D,Yoon U S,et al.Compression test to reveal distribution on intragranular ferrite formation in medium carbon surface crack sensitivity between 700 and 1100.DEG.C.of Nb-
连铸坯的横向冷却不均匀性. 参 考 文 献 Yang Y, Zhou L Y, Jiang P, et al. Influence of die-forging deformation on microstructure of 1538MV non-quenched and tempered steel for crankshaft. Chin J Eng, 2018, 40（5）: 579 （ 杨 勇 , 周 乐 育 , 蒋 鹏 , 等 . 模 锻 变 形 对 曲 轴 用 非 调 质 钢 1538MV显微组织的影响. 工程科学学报, 2018, 40（5）：579） [1] Lu J L, Wang Y P, Wang Q M, et al. Effect of MnS inclusions distribution on intragranular ferrite formation in medium carbon [2] non-quenched and tempered steel for large-sized crankshaft. ISIJ Int, 2019, 59（3）: 524 Liu Z Y, Wang C J, Cai Z Z, et al. New secondary cooling process for transverse corner crack control of Nb micro-alloyed steel slab. China Metall, 2018, 28（3）: 22 （刘志远, 王重君, 蔡兆镇, 等. 含铌微合金钢连铸坯角部裂纹控 制二冷新工艺. 中国冶金, 2018, 28（3）：22） [3] Suzuki K I, Miyagawa S, Saito Y, et al. Effect of microalloyed nitride forming elements on precipitation of carbonitride and high temperature ductility of continuously cast low carbon Nb containing steel slab. ISIJ Int, 1995, 35（1）: 34 [4] Du C, Zhang J, Wen J, et al. Hot ductility trough elimination through single cycle of intense cooling and reheating for microalloyed steel casting. Ironmak Steelmak, 2016, 43（5）: 331 [5] Baker T N. Microalloyed steels. Ironmak Steelmak, 2016, 43（4）: 264 [6] Dou K, Liu Q. A new cooling strategy in curved continuous casting process of vanadium micro-alloyed YQ450NQR1 steel bloom combining experimental and modeling approach. Metall Mater Trans A, 2020, 51（8）: 3945 [7] Park J S, Ha Y S, Lee S J, et al. Dissolution and precipitation kinetics of Nb(C, N) in austenite of a low-carbon Nb-microalloyed steel. Metall Mater Trans A, 2009, 40（3）: 560 [8] Xie S S, Lee J D, Yoon U S, et al. Compression test to reveal surface crack sensitivity between 700 and 1100.DEG. C. of Nb- [9] 14 (a) (b) (c) (d) 12 10 8 6 Water flux distribution/ % Water flux distribution/ % 4 2 0 14 12 10 8 6 Water flux distribution/ % 4 2 0 14 12 10 8 6 Water flux distribution/ % 4 2 0 14 12 10 8 6 4 2 0 −150 −100 −50 Distance to spray center/mm Distance to spray center/mm 0 50 100 150 −150 −100 −50 Distance to spray center/mm 0 50 100 150 −150 −100 −50 Distance to spray center/mm 0 50 100 150 −150 −100 −50 0 50 100 150 Effective rang, 220 mm Effective rang, 220 mm Effective rang, 220 mm Effective rang, 220 mm Segment Ⅰ, Nozzle A Segment Ⅲ, Nozzle C Segment Ⅳ, Nozzle D Segment Ⅱ, Nozzle B Before optimization After optimization Before optimization After optimization Before optimization After optimization Before optimization After optimization 图 12 喷淋高度优化前、后水量分布. （a）二冷一段，喷嘴 A；（b）二冷二段，喷嘴 B；（c）二冷三段，喷嘴 C；（d）二冷四段，喷嘴 D Fig.12 Water distribution before and after spray height optimization: (a) SegmentⅠ, Nozzle A; (b) Segment Ⅱ, Nozzle B; (c) Segment Ⅲ, Nozzle C; (d) Segment Ⅳ, Nozzle D Distance to meniscus/m 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 1600 1400 1200 1000 800 600 400 Temperature/ ℃ 129 ℃·m−1 220 ℃ 849 ℃ Surferce center Billet corner 图 13 喷嘴配置优化后连铸坯特征位置温度变化 Fig.13 Temperature change of characteristic position after nozzle configuration optimization 邹雷雷等： 基于非调质钢凝固特性的二次冷却控制 · 365 ·
