工程科学学报，第39卷，第12期：1835-1843,2017年12月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.12:1835-1843,December 2017 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2017.12.009:http://journals..ustb.edu.cn 送装工艺对板坯再加热过程奥氏体晶粒细化的影响 兰鹏”，杜辰伟”，张家泉)区，马炳川) 1)北京科技大学治金与生态工程学院，北京1000832)北京航星机械制造有限公司，北京100013 3)中国重型机械研究院成都分院，成都610021 ☒通信作者，E-mail:jqzhang(@metall.usth.cdu.cn 摘要连铸坯下线至加热炉的温度制度及其表层组织演变与热送或粗轧裂纹密切相关.基于热模拟实验分析了送装工艺 对奥氏体转变特征和再加热晶粒尺寸的影响.高温共聚焦激光扫描显微镜原位观察表明，含NbJ55钢在双相区700℃热装 时，组织为晶界膜状先共析铁素体、魏氏体和大量残留奥氏体，再加热至1200℃，奥氏体晶粒大小、位置都不变：单相区600℃ 温装时，组织为大量铁素体+珠光体，再加热至1200℃时，奥氏体晶粒明显细化.马弗炉模拟SS400钢双相区不同热装温度 发现，铁素体转变量至少达0%时才可细化再加热后的奥氏体晶粒.在临界转变量以上，基体中铁素体转变量越多晶粒细化 程度越明显 关键词送装工艺：奥氏体品粒：热装温度：晶粒细化 分类号TG142.1 Effect of charging processes on the austenite grain refinement of continuously cast slabs during reheating LAN Peng,DU Chen-wei,ZHANG Jia-quan,MA Bing-chuan 1)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Beijing Hangxing Technology Development Co.,Ld.,Beijing 100013,China 3)China National Heavy Machinery Research Institute Co.,Ltd.,Chengdu 610021,China Corresponding author,E-mail:jqzhang@metall.ustb.edu.cn ABSTRACT The thermal regime and structural control between continuous caster offline and a reheat furnace has a significant im- pact on the cracking problem occurring during hot charging or hot rolling.The effect of the charging process on the characteristics of austenite transformation and sizes of reheated grains was experimentally analyzed using thermal simulation.The in sit observation re- sults using a high-temperature confocal laser scanning microscope shows that film-like ferrite and Widmanstatten ferrite are present along the grain boundary with amounts of retained austenite when hot charged at 700 C in the dual phase region for J55 steel,and the size and location of the austenitic grain remain constant after reheating to 1200 C.When warm charged at 600 C in the single phase region,large amounts of ferrite and pearlite are observed,and austenite grains are clearly refined after reheating to 1200 C.It is also found that the austenitic grain can only be visibly refined when the transformed ferrite fraction is higher than 70%for SS400 steel hot charged at different temperatures using a muffle furnace.The grain refinement is more obvious when the transformed ferrite fraction is higher than the critical value. KEY WORDS charging process:austenite grain:hot-charging temperature;grain refinement 收稿日期：201706-23 基金项目：中央高校基本科研业务费专项资金资助项目(FRF-TPH5066A1):国家自然科学基金资助项目(51604021)：北京市自然科学基金 资助项目(2174077)
工程科学学报，第 39 卷，第 12 期: 1835--1843，2017 年 12 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 39，No． 12: 1835--1843，December 2017 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2017． 12． 009; http: / /journals． ustb． edu． cn 送装工艺对板坯再加热过程奥氏体晶粒细化的影响 兰 鹏1) ，杜辰伟2) ，张家泉1) ，马炳川3) 1) 北京科技大学冶金与生态工程学院，北京 100083 2) 北京航星机械制造有限公司，北京 100013 3) 中国重型机械研究院成都分院，成都 610021 通信作者，E-mail: jqzhang@ metall． ustb． edu． cn 摘 要 连铸坯下线至加热炉的温度制度及其表层组织演变与热送或粗轧裂纹密切相关． 基于热模拟实验分析了送装工艺 对奥氏体转变特征和再加热晶粒尺寸的影响． 高温共聚焦激光扫描显微镜原位观察表明，含 Nb J55 钢在双相区 700 ℃ 热装 时，组织为晶界膜状先共析铁素体、魏氏体和大量残留奥氏体，再加热至 1200 ℃，奥氏体晶粒大小、位置都不变; 单相区 600 ℃ 温装时，组织为大量铁素体 + 珠光体，再加热至 1200 ℃时，奥氏体晶粒明显细化． 马弗炉模拟 SS400 钢双相区不同热装温度 发现，铁素体转变量至少达 70% 时才可细化再加热后的奥氏体晶粒． 在临界转变量以上，基体中铁素体转变量越多晶粒细化 程度越明显． 关键词 送装工艺; 奥氏体晶粒; 热装温度; 晶粒细化 分类号 TG142. 1 Effect of charging processes on the austenite grain refinement of continuously cast slabs during reheating LAN Peng1) ，DU Chen-wei2) ，ZHANG Jia-quan1) ，MA Bing-chuan3) 1) School of Metallurgical and Ecological Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Beijing Hangxing Technology Development Co． ，Ltd． ，Beijing 100013，China 3) China National Heavy Machinery Ｒesearch Institute Co． ，Ltd． ，Chengdu 610021，China Corresponding author，E-mail: jqzhang@ metall． ustb． edu． cn ABSTＲACT The thermal regime and structural control between continuous caster offline and a reheat furnace has a significant impact on the cracking problem occurring during hot charging or hot rolling． The effect of the charging process on the characteristics of austenite transformation and sizes of reheated grains was experimentally analyzed using thermal simulation． The in situ observation results using a high-temperature confocal laser scanning microscope shows that film-like ferrite and Widmansttten ferrite are present along the grain boundary with amounts of retained austenite when hot charged at 700 ℃ in the dual phase region for J55 steel，and the size and location of the austenitic grain remain constant after reheating to 1200 ℃ ． When warm charged at 600 ℃ in the single phase region，large amounts of ferrite and pearlite are observed，and austenite grains are clearly refined after reheating to 1200 ℃ ． It is also found that the austenitic grain can only be visibly refined when the transformed ferrite fraction is higher than 70% for SS400 steel hot charged at different temperatures using a muffle furnace． The grain refinement is more obvious when the transformed ferrite fraction is higher than the critical value． KEY WOＲDS charging process; austenite grain; hot-charging temperature; grain refinement 收稿日期: 2017--06--23 基金项目: 中央高校基本科研业务费专项资金资助项目( FＲF--TP--15--066A1) ; 国家自然科学基金资助项目( 51604021) ; 北京市自然科学基金 资助项目( 2174077)
·1836 工程科学学报，第39卷，第12期 连铸生产中，铸坯切割后下线输送至加热炉阶段 的做法是采用温装.但由于温装需要将下线后的铸坯 的表层组织状态往往影响其在加热阶段或后续粗轧过 空冷至A虹，以下，无法满足某些钢企快节奏的生产需 程是否发生表面裂纹.众所周知，含Nb微合金钢及含 要.而从节能降耗上考虑，钢铁企业希望送装的温度 Al、B等低合金高强钢的角横裂问题是其连铸生产中 越高越好.那么，是否必须Ar以下温装才能细化晶 最突出的质量问题.而此类钢种在生产时经常遇 粒，铁素体转变量与原奥氏体晶粒细化的关系如何，国 到的问题是，铸坯上探测不到裂纹，往往在出加热炉或 内外治金工作者们仍没有达成共识 随后的粗轧中出现裂纹.其特征与连铸坯表面及角部 为了揭示微合金钢连铸冷却和热装制度与基体晶 横裂纹极其相似，产生机制也类同.裂纹可能在加热 粒尺寸的相关性，本研究基于热模拟实验分析了不同 过程中产生：由于受制于钢厂生产节奏，钢坯在热装时 温度热装时铸坯表层组织的演变行为，探究了两典型 表面温度常处于y+α双相区，在先共析膜状铁素体、 钢种双相区热装再加热时奥氏体晶粒细化的可能性及 晶界链状析出物以及相变应力和热应力的共同作用 其细化程度，以及铸坯下线至加热炉的温度制度对Y 下，再加热时导致裂纹的产生：也可能铸坯在连铸或加 →α→y转变特征和晶粒尺寸的影响，以期为进一步控 热过程中形成了微孔，后续热轧过程中经变形进一步 制和改善微合金钢板坯连铸热装和粗轧裂纹提供理论 发展成裂纹.归根结底，裂纹的产生是影响铸坯表层 指导 热塑性的膜状先共析铁素体、晶界链状析出物和 粗大奥氏体晶粒可等共同作用的结果 1实验材料与方法 有鉴于此，在方坯、圆坯和板坯连铸生产中，国外 以某厂热送裂纹最为敏感的J55和SS400钢为研 均有企业采用了表面淬火(surface quenching,SQ)热装 究对象，模拟分析两钢种不同送装温度下的晶粒尺寸 工艺，取得了良好的效果围.该工艺在铸坯出矫直 变化规律.考虑到高温共聚焦显微镜视场和放大倍数 后，通过强冷使铸坯快速通过双相区至A虹，温度以下， 的限制，相变原位观察中选取奥氏体晶粒较小的微合 消除膜状先共析铁素体，抑制晶界链状析出物的析出. 金钢J55,而无微合金化、奥氏体晶粒较大的SS400钢 随后，通过加热炉内升温再奥氏体化来细化奥氏体晶 采用马弗炉+超低倍光学显微镜的实验路线 粒，且相当于使原晶界析出物转移至奥氏体晶粒内部， 1.1热装与温装时晶粒形貌的原位观察 提高了铸坯的抗裂纹能力.但由于该技术不但需要对 选取某厂板坯生产的J55钢为实验钢种，其化学 现有设备做出改造（即增加一个强冷淬火箱），而且对 成分如表1所示.采用日本Lasertec公司生产的 工艺参数控制要求严格，操作窗口窄，多数企业并不能 VL2000 DX-SVF17SP超高温共聚焦激光扫描显微镜观 很好的掌握，在一定程度上限制了其在钢铁企业的 察J55钢y+a双相区热装以及Ar,以下温装两种工艺 推广 下铸态组织与奥氏体晶粒形貌的演变特征，具体实验 已有研究表明切，对于热装裂纹敏感性高的钢 热制度如图1所示.其中，为得到粗大的奥氏体晶粒 种，有效的做法是采取高温热装（即高于Ar温度热 将试样加热到1450℃保温10min,随后以10℃·s的 装)或出双相区温装（即低于Ar,温度，以下简称温 冷速模拟结晶器的冷却，冷至1100℃后以0.4℃·s1 装).高温热装时，铸坯为奥氏体组织，未发生奥氏体 的冷速模拟二冷区的连续冷却过程.根据实测连续冷 向铁素体的相变，铸坯热塑性较好，裂纹敏感性低.双 却曲线网，常规连铸二冷区内冷速下(0.2~0.5℃· 相区以下温装或冷装，铸坯表层经历了Y→α→y二次 s)J55钢的Ar3温度在750~800℃之间，Ar温度约 相变，晶粒得到了细化，析出物均匀弥散地于晶内析出 600~620℃.故将双相区热装工艺设定为试样冷至 而非呈链状沿晶界析出，即使连铸时产生了裂纹，在轧 700℃后以5℃·s加热至1200℃保温5min:铁素体 制时也不易扩展.实际生产中，铸坯热装温度受铸坯 区温装工艺设定为试样冷至600℃后以5℃·s1加热 质量和生产管理制度的影响随意性较大，且由于连铸 至1200℃保温5min.对比不同送装工艺下试样晶粒 拉速节奏匹配等问题，绝大多数钢厂无法实现铸坯高 尺寸的变化，分析送装温度对铸态组织演变和奥氏体 温热装.为达到避免角横裂的效果，生产中简便易行 晶粒细化的影响 表1实验用钢的化学成分（质量分数） Table 1 Compositions of experimental steels 号 钢种 C Si Mn P Nb Ti N 其他 SS400 0.15 0.017 0.38 0.0095 0.017 0.038 0.003 B:0.002 J55 0.25 0.160 1.28 0.0020 0.011 0.013 0.014 0.027 0.003 Cr:0.33
工程科学学报，第 39 卷，第 12 期 连铸生产中，铸坯切割后下线输送至加热炉阶段 的表层组织状态往往影响其在加热阶段或后续粗轧过 程是否发生表面裂纹． 众所周知，含 Nb 微合金钢及含 Al、B 等低合金高强钢的角横裂问题是其连铸生产中 最突出的质量问题［1--2］． 而此类钢种在生产时经常遇 到的问题是，铸坯上探测不到裂纹，往往在出加热炉或 随后的粗轧中出现裂纹． 其特征与连铸坯表面及角部 横裂纹极其相似，产生机制也类同． 裂纹可能在加热 过程中产生: 由于受制于钢厂生产节奏，钢坯在热装时 表面温度常处于 γ + α 双相区，在先共析膜状铁素体、 晶界链状析出物以及相变应力和热应力的共同作用 下，再加热时导致裂纹的产生; 也可能铸坯在连铸或加 热过程中形成了微孔，后续热轧过程中经变形进一步 发展成裂纹． 归根结底，裂纹的产生是影响铸坯表层 热塑性的膜状先共析铁素体、晶界链状析出物［3--4］和 粗大奥氏体晶粒［5--7］等共同作用的结果． 有鉴于此，在方坯、圆坯和板坯连铸生产中，国外 均有企业采用了表面淬火( surface quenching，SQ) 热装 工艺，取得了良好的效果［8--13］． 该工艺在铸坯出矫直 后，通过强冷使铸坯快速通过双相区至 Ar1温度以下， 消除膜状先共析铁素体，抑制晶界链状析出物的析出． 随后，通过加热炉内升温再奥氏体化来细化奥氏体晶 粒，且相当于使原晶界析出物转移至奥氏体晶粒内部， 提高了铸坯的抗裂纹能力． 但由于该技术不但需要对 现有设备做出改造( 即增加一个强冷淬火箱) ，而且对 工艺参数控制要求严格，操作窗口窄，多数企业并不能 很好的掌握，在一定程度上限制了其在钢铁企业的 推广． 已有研究表明［14--17］，对于热装裂纹敏感性高的钢 种，有效的做法是采取高温热装( 即高于 Ar3 温度热 装) 或出双 相 区 温 装( 即 低 于 Ar1 温度，以 下 简 称 温 装) ． 高温热装时，铸坯为奥氏体组织，未发生奥氏体 向铁素体的相变，铸坯热塑性较好，裂纹敏感性低． 双 相区以下温装或冷装，铸坯表层经历了 γ→α→γ 二次 相变，晶粒得到了细化，析出物均匀弥散地于晶内析出 而非呈链状沿晶界析出，即使连铸时产生了裂纹，在轧 制时也不易扩展． 实际生产中，铸坯热装温度受铸坯 质量和生产管理制度的影响随意性较大，且由于连铸 拉速节奏匹配等问题，绝大多数钢厂无法实现铸坯高 温热装． 为达到避免角横裂的效果，生产中简便易行 的做法是采用温装． 但由于温装需要将下线后的铸坯 空冷至 Ar1以下，无法满足某些钢企快节奏的生产需 要． 而从节能降耗上考虑，钢铁企业希望送装的温度 越高越好． 那么，是否必须 Ar1 以下温装才能细化晶 粒，铁素体转变量与原奥氏体晶粒细化的关系如何，国 内外冶金工作者们仍没有达成共识． 为了揭示微合金钢连铸冷却和热装制度与基体晶 粒尺寸的相关性，本研究基于热模拟实验分析了不同 温度热装时铸坯表层组织的演变行为，探究了两典型 钢种双相区热装再加热时奥氏体晶粒细化的可能性及 其细化程度，以及铸坯下线至加热炉的温度制度对 γ →α→γ 转变特征和晶粒尺寸的影响，以期为进一步控 制和改善微合金钢板坯连铸热装和粗轧裂纹提供理论 指导． 1 实验材料与方法 以某厂热送裂纹最为敏感的 J55 和 SS400 钢为研 究对象，模拟分析两钢种不同送装温度下的晶粒尺寸 变化规律． 考虑到高温共聚焦显微镜视场和放大倍数 的限制，相变原位观察中选取奥氏体晶粒较小的微合 金钢 J55，而无微合金化、奥氏体晶粒较大的 SS400 钢 采用马弗炉 + 超低倍光学显微镜的实验路线． 1. 1 热装与温装时晶粒形貌的原位观察 选取某厂板坯生产的 J55 钢为实验钢种，其化学 成分 如 表 1 所 示． 采 用 日 本 Lasertec 公 司 生 产 的 VL2000DX--SVF17SP 超高温共聚焦激光扫描显微镜观 察 J55 钢 γ + α 双相区热装以及 Ar1以下温装两种工艺 下铸态组织与奥氏体晶粒形貌的演变特征，具体实验 热制度如图 1 所示． 其中，为得到粗大的奥氏体晶粒 将试样加热到 1450 ℃保温 10 min，随后以 10 ℃·s － 1的 冷速模拟结晶器的冷却，冷至 1100 ℃ 后以 0. 4 ℃·s － 1 的冷速模拟二冷区的连续冷却过程． 根据实测连续冷 却曲线［18］，常规连铸二冷区内冷速下( 0. 2 ～ 0. 5 ℃· s － 1 ) J55 钢的 Ar3温度在 750 ～ 800 ℃ 之间，Ar1温度约 600 ～ 620 ℃ ． 故将双相区热装工艺设定为试样冷至 700 ℃后以 5 ℃·s － 1加热至 1200 ℃ 保温 5 min; 铁素体 区温装工艺设定为试样冷至 600 ℃ 后以 5 ℃·s － 1加热 至 1200 ℃保温 5 min． 对比不同送装工艺下试样晶粒 尺寸的变化，分析送装温度对铸态组织演变和奥氏体 晶粒细化的影响． 表 1 实验用钢的化学成分 ( 质量分数) Table 1 Compositions of experimental steels % 钢种 C Si Mn S P Nb Ti Al N 其他 SS400 0. 15 0. 017 0. 38 0. 0095 0. 017 ― ― 0. 038 0. 003 B: 0. 002 J55 0. 25 0. 160 1. 28 0. 0020 0. 011 0. 013 0. 014 0. 027 0. 003 Cr: 0. 33 · 6381 ·
兰鹏等：送装工艺对板坯再加热过程奥氏体晶粒细化的影响 ·1837· 1450℃/10mim 何 (b) 1450℃/10min 1200℃/5min 6 1200℃/5min 1100℃ 0.4℃·8 1100 02℃s 5 700℃/2min 600℃/2mim 时间min 时间/min 图155钢不同送装工艺的热制度.(a)热装：(b)温装 Fig.1 Heat history of different charging processes of J55:(a)hot charging:(b)warm charging 1.2铁素体转变量与奥氏体晶粒尺寸 后，采用UMT-LV20O0金相显微镜观察试样的组织形 以表1中的SS400为实验研究对象，其热模拟制 貌，根据金相法统计不同热制度下SS400基体中的铁 度如图2所示.已有研究中发现图，SS400钢常规连 素体转变量.观察奥氏体晶界时，同上述过程将试样 铸二冷区内冷速下(0.2~0.5℃·s)钢的Ar,温度在 打磨抛光后，采用50mL饱和苦味酸水溶液加入1~2g 800~820℃之间，Ar,温度约710~730℃.实验中采用 十二烷基苯磺酸钠（海鸥牌洗洁精），用竹镊子搅拌均 SG-XL1400箱式马弗炉将试样加热至1200℃保温10 匀，放入恒温水浴锅中加热至60~80℃，再将抛光后 min,之后随炉冷却至820~770℃（间隔10℃），模拟 试样放入烧杯中进行热侵蚀，时间在5~l5min.热腐 铸坯在二冷区的连续冷却过程，之后进行水淬，金相显 蚀后，用脱脂棉蘸取腐蚀液擦去试样表面黑膜，再用清 微镜下观察基体中的铁素体转变量，如图2(a)所 水冲洗干净，酒精球清除表面，吹风机吹干，采用光学 示.将另一组试样按照相同的热制度分别冷却至目 显微镜观察晶界是否腐蚀完整，若未腐蚀出晶界，则轻 标温度后，再重新升温至1200℃模拟不同温度的热 抛再侵，如此反复3~4次至晶界清晰完整. 装工艺，保温10min后炉冷至850℃淬火，如图2(b) 所示.实验中将晶粒视为球形，晶粒尺寸以等圆直径 2 实验结果 来统计： 2.1热装与温装时晶粒形貌的原位观察 D。=2√A/m. (1) 2.1.1热装时基体组织演变 式中，D。为晶粒的平均直径；A。为视场内晶粒的平均 按照图1(a)所示的热制度，采用高温共聚焦显微 面积. 镜原位观察冷却和双相区热装时试样的组织与奥氏体 1.3金相组织与奥氏体晶粒形貌表征 晶粒尺寸变化，结果如图3所示.图3(a)中可见，试样 采用线切割技术将SS400试样中部切开，经60“、 在1450℃保温10min奥氏体化后，初始晶粒的平均尺 150°、400、800°、1000、1500、2000砂纸按顺序打磨并 寸约为200um.以0.4℃·s1降至707℃，如图3(b) 抛光后，用脱脂棉蘸取体积分数为4%硝酸酒精擦拭 所示，奥氏体晶界处析出了薄膜状铁素体（红色虚线 并侵蚀试样观测面，最后用酒精反复冲洗3次并吹干 区域)90；继续降温，膜状铁素体沿晶界扩展，并向 个(a 1200℃10mim 1200℃/10mim 1200℃/10mim 820℃+ 820℃ 850℃ 810℃ 810℃ 800℃+ 800℃ 790℃◆ 790℃ 780℃ 780℃ 770℃+ 水淬 770℃ 水淬 时间min 时间/min 图2SS400钢不同送装工艺的热制度.(a)下线制度，(b)送装制度 Fig.2 Thermal regimes of SS400 steel for different charging process:(a)off-ine temperature:(b)charging temperature
兰 鹏等: 送装工艺对板坯再加热过程奥氏体晶粒细化的影响 图 1 J55 钢不同送装工艺的热制度 . ( a) 热装; ( b) 温装 Fig． 1 Heat history of different charging processes of J55: ( a) hot charging; ( b) warm charging 1. 2 铁素体转变量与奥氏体晶粒尺寸 以表 1 中的 SS400 为实验研究对象，其热模拟制 度如图 2 所示． 已有研究中发现［18］，SS400 钢常规连 铸二冷区内冷速下( 0. 2 ～ 0. 5 ℃·s － 1 ) 钢的 Ar3温度在 800 ～ 820 ℃之间，Ar1温度约 710 ～ 730 ℃ ． 实验中采用 SG--XL1400 箱式马弗炉将试样加热至 1200 ℃ 保温 10 min，之后随炉冷却至 820 ～ 770 ℃ ( 间隔 10 ℃ ) ，模拟 铸坯在二冷区的连续冷却过程，之后进行水淬，金相显 微镜下观察基体中的铁素体转变量，如 图 2 ( a) 所 示． 将另一组试样按照相同的热制度分别冷却至目 标温度后，再重新升温至 1200 ℃ 模拟不同温度的热 装工艺，保温 10 min 后炉冷至 850 ℃ 淬火，如图 2( b) 所示． 实验中将晶粒视为球形，晶粒尺寸以等圆直径 来统计: D0 = 2 A0 槡 /π． ( 1) 式中，D0为晶粒的平均直径; A0 为视场内晶粒的平均 面积． 图 2 SS400 钢不同送装工艺的热制度 . ( a) 下线制度，( b) 送装制度 Fig． 2 Thermal regimes of SS400 steel for different charging process: ( a) off-line temperature; ( b) charging temperature 1. 3 金相组织与奥氏体晶粒形貌表征 采用线切割技术将 SS400 试样中部切开，经 60# 、 150# 、400# 、800# 、1000# 、1500# 、2000# 砂纸按顺序打磨并 抛光后，用脱脂棉蘸取体积分数为 4% 硝酸酒精擦拭 并侵蚀试样观测面，最后用酒精反复冲洗 3 次并吹干 后，采用 UMT--LV2000 金相显微镜观察试样的组织形 貌，根据金相法统计不同热制度下 SS400 基体中的铁 素体转变量． 观察奥氏体晶界时，同上述过程将试样 打磨抛光后，采用50 mL 饱和苦味酸水溶液加入1 ～ 2 g 十二烷基苯磺酸钠( 海鸥牌洗洁精) ，用竹镊子搅拌均 匀，放入恒温水浴锅中加热至 60 ～ 80 ℃，再将抛光后 试样放入烧杯中进行热侵蚀，时间在 5 ～ 15 min． 热腐 蚀后，用脱脂棉蘸取腐蚀液擦去试样表面黑膜，再用清 水冲洗干净，酒精球清除表面，吹风机吹干，采用光学 显微镜观察晶界是否腐蚀完整，若未腐蚀出晶界，则轻 抛再侵，如此反复 3 ～ 4 次至晶界清晰完整． 2 实验结果 2. 1 热装与温装时晶粒形貌的原位观察 2. 1. 1 热装时基体组织演变 按照图 1( a) 所示的热制度，采用高温共聚焦显微 镜原位观察冷却和双相区热装时试样的组织与奥氏体 晶粒尺寸变化，结果如图3 所示． 图3( a) 中可见，试样 在 1450 ℃保温 10 min 奥氏体化后，初始晶粒的平均尺 寸约为 200 μm． 以 0. 4 ℃·s － 1降至 707 ℃，如图 3( b) 所示，奥氏体晶界处析出了薄膜状铁素体( 红色虚线 区域) ［19--20］; 继续降温，膜状铁素体沿晶界扩展，并向 · 7381 ·
·1838· 工程科学学报，第39卷，第12期 b 膜收铁素体 2004m 50 um 状铁素体、 50 um 100m 100m 200m 图3热装过程55钢不同温度下组织和奥氏体晶粒变化.(a)1450℃：(b)707℃：(c)700℃(d)700℃：(e,)1200℃ Fig.3 Microstructure and austenite grain evolution of55 steel during hot charging:(a)1450℃：(b)707℃：(c）700℃(d)700℃：(e,01200℃ 晶内延伸，如图3(c)所示.在700℃的图3(d)中可 如图3() 见，基体中晶界铁素体已缓慢向奥氏体晶粒内延伸 2.1.2温装时的基体组织演变 (红色虚线区域)，且形成了少量针状魏氏铁素体组织 根据图1(b)的热制度，采用高温共聚焦扫描显微 (绿色虚线区域).再升温至1200℃模拟加热炉过程， 镜原位观察温装前后试样的组织与奥氏体晶粒尺寸变 试样重新奥氏体化，观察到先前于晶界析出的铁素体 化，结果如图4所示. 和魏氏铁素体组织重新回溶，并无新的奥氏体晶粒形 由图4(a)和(b)可知，试样在1450℃奥氏体化 成，如图3(e).1200℃保温5min后，发现重新奥氏体 后，晶粒尺寸依旧约为200μm,与图1(a)相同.由图4 化后的晶粒几乎原封不动地保留了原有奥氏体的晶粒 (c)可见，600℃时奥氏体晶界附近已析出一定量的膜 形貌，同时也遗留了膜状铁素体和魏氏铁素体的痕迹， 状铁素体（红色虚线区域）和魏氏体（绿色虚线区域）， 并没有新晶粒的形成，也没有观察到晶界的显著迁移， 且晶内出现大量连接成片的块状浮凸（蓝色虚线区
工程科学学报，第 39 卷，第 12 期 图 3 热装过程 J55 钢不同温度下组织和奥氏体晶粒变化 . ( a) 1450 ℃ ; ( b) 707 ℃ ; ( c) 700 ℃ ( d) 700 ℃ ; ( e，f) 1200 ℃ Fig． 3 Microstructure and austenite grain evolution of J55 steel during hot charging: ( a) 1450 ℃; ( b) 707 ℃; ( c) 700 ℃ ( d) 700 ℃; ( e，f) 1200 ℃ 晶内延伸，如图 3 ( c) 所示． 在 700 ℃ 的图 3 ( d) 中可 见，基体中晶界铁素体已缓慢向奥氏体晶粒内延伸 ( 红色虚线区域) ，且形成了少量针状魏氏铁素体组织 ( 绿色虚线区域) ． 再升温至 1200 ℃ 模拟加热炉过程， 试样重新奥氏体化，观察到先前于晶界析出的铁素体 和魏氏铁素体组织重新回溶，并无新的奥氏体晶粒形 成，如图 3( e) ． 1200 ℃保温 5 min 后，发现重新奥氏体 化后的晶粒几乎原封不动地保留了原有奥氏体的晶粒 形貌，同时也遗留了膜状铁素体和魏氏铁素体的痕迹， 并没有新晶粒的形成，也没有观察到晶界的显著迁移， 如图 3( f) ． 2. 1. 2 温装时的基体组织演变 根据图 1( b) 的热制度，采用高温共聚焦扫描显微 镜原位观察温装前后试样的组织与奥氏体晶粒尺寸变 化，结果如图 4 所示． 由图 4( a) 和( b) 可知，试样在 1450 ℃ 奥氏体化 后，晶粒尺寸依旧约为 200 μm，与图 1( a) 相同． 由图 4 ( c) 可见，600 ℃时奥氏体晶界附近已析出一定量的膜 状铁素体( 红色虚线区域) 和魏氏体( 绿色虚线区域) ， 且晶内出现大量连接成片的块状浮凸( 蓝色虚线区 · 8381 ·
兰鹏等：送装工艺对板坯再加热过程奥氏体晶粒细化的影响 ·1839* 域)，其可能为Y→α相变引起的表面膨胀，推测试样 良好的惯习关系，奥氏体晶界处的原子保留原排列形 的晶界和晶内均发生了铁素体转变.随后升温至1200 式（图4(c)):再次加热奥氏体化后，新奥氏体在铁素 ℃试样重新奥氏体化，如图4()所示，虽然原奥氏体 体/渗碳体晶界或相界处形核，其生长可跨越原奥氏体 晶粒的轮廓也保留了下来（白色虚线），但可明显观察 晶界（图4(）).新的奥氏体晶粒平均尺寸约为30 到新的奥氏体晶粒在原粗大晶粒的晶界和晶内都进行 μm,较初始奥氏体晶粒尺寸(200um)有了明显细化. 了重新形核（红色箭头）.本实验条件下，过冷奥氏体 由此可知，温装工艺可有效地细化基体的奥氏体晶粒， 分解时，铁素体由晶界处形核并向晶内生长，两相保持 大大降低铸坯再加热和轧制时的裂纹敏感性. 200山m 200μm 50m 504m 图4温装过程55钢不同温度下组织和奥氏体品粒变化.(a)1450℃：(b)1100℃：(c)600℃：(d)1200℃ Fig.4 Microstructure and austenite grain evolution of55 steel during war charging processes:(a）l450℃：(b)1l00℃：(c)600℃：(d)1200℃ 2.2铁素体转变量与晶粒细化 晶粒形貌，便于直观观察与统计. 按照图2(a)热制度获得的实验结果如图5所示. 如图6(a)所示，820℃热装时，其奥氏体晶粒尺寸 图5(a)是试样奥氏体化后炉冷至820℃淬火的显微 与图5(a)相比无明显变化，均为300m左右，最大约 组织，晶界已有明显的铁素体膜生成，沿晶界连接，还 为500μm.可见，晶界析出少量铁素体时，重新奥氏体 未向晶内扩展，说明铁素体转变刚刚开始.由铁素体 化后无法细化原粗大的奥氏体晶粒，与上述原位观察 膜勾勒的晶粒尺寸约为300μm,可被认作本实验制度 结果一致.图6(b)~(d)为分别在810、800、790℃热 下SS400钢初始奥氏体晶粒尺寸.降温至810℃，晶界 装后的显微组织，奥氏体品粒细化趋势并不明显，仍有 铁素体开始向晶内扩展，铁素体膜加宽加厚，且铁素体 较大的晶粒约400~500um,平均尺寸约300μm,与 形貌由膜状向块状转变，此时仍可清晰地判断奥氏体 820℃热装的情形无明显差异 晶粒大小，依旧约为300μm,最大达500m,如图5 780℃热装时，可以观察到整体晶粒有略微细化 (b)所示.进一步降温，块状铁素体继续向晶内延伸， 的趋势，平均晶粒尺寸约为250um左右，如图6(e)所 且比例明显增加，已难以辨别奥氏体晶粒尺寸，图5 示.说明此温度下的铁素体析出量对奥氏体化晶粒尺 (c)~(e)所示.降温至770℃时，铁素体已几乎覆盖 寸已有一定细化作用.降至770℃热装时，从图6() 了整个奥氏体，呈块状分布，图5()所示. 中可见再回温之后的奥氏体晶粒有了明显的细化.其 根据图2(b)热制度模拟试样在不同温度热装后 中100μm左右的晶粒数目大大增加，最大的晶粒也降 重新加热至1200℃保温10min后的奥氏体晶粒形貌， 至300μm以下.770℃时，由于奥氏体大量分解为铁 结果如图6所示.此处，在金相图片中沿晶界勾勒了 素体，为加热再奥氏体化时的晶粒形核提供了更多形
兰 鹏等: 送装工艺对板坯再加热过程奥氏体晶粒细化的影响 域) ，其可能为 γ→α 相变引起的表面膨胀，推测试样 的晶界和晶内均发生了铁素体转变． 随后升温至 1200 ℃试样重新奥氏体化，如图 4( d) 所示，虽然原奥氏体 晶粒的轮廓也保留了下来( 白色虚线) ，但可明显观察 到新的奥氏体晶粒在原粗大晶粒的晶界和晶内都进行 了重新形核( 红色箭头) ． 本实验条件下，过冷奥氏体 分解时，铁素体由晶界处形核并向晶内生长，两相保持 良好的惯习关系，奥氏体晶界处的原子保留原排列形 式( 图 4( c) ) ; 再次加热奥氏体化后，新奥氏体在铁素 体/渗碳体晶界或相界处形核，其生长可跨越原奥氏体 晶界( 图 4 ( d) ) ． 新的奥氏体晶粒平均尺寸约为 30 μm，较初始奥氏体晶粒尺寸( 200 μm) 有了明显细化． 由此可知，温装工艺可有效地细化基体的奥氏体晶粒， 大大降低铸坯再加热和轧制时的裂纹敏感性． 图 4 温装过程 J55 钢不同温度下组织和奥氏体晶粒变化 . ( a) 1450 ℃ ; ( b) 1100 ℃ ; ( c) 600 ℃ ; ( d) 1200 ℃ Fig． 4 Microstructure and austenite grain evolution of J55 steel during warm charging processes: ( a) 1450 ℃; ( b) 1100 ℃; ( c) 600 ℃; ( d) 1200 ℃ 2. 2 铁素体转变量与晶粒细化 按照图 2( a) 热制度获得的实验结果如图 5 所示． 图 5( a) 是试样奥氏体化后炉冷至 820 ℃ 淬火的显微 组织，晶界已有明显的铁素体膜生成，沿晶界连接，还 未向晶内扩展，说明铁素体转变刚刚开始． 由铁素体 膜勾勒的晶粒尺寸约为 300 μm，可被认作本实验制度 下 SS400 钢初始奥氏体晶粒尺寸． 降温至 810 ℃，晶界 铁素体开始向晶内扩展，铁素体膜加宽加厚，且铁素体 形貌由膜状向块状转变，此时仍可清晰地判断奥氏体 晶粒大小，依旧约为 300 μm，最大达 500 μm，如图 5 ( b) 所示． 进一步降温，块状铁素体继续向晶内延伸， 且比例明显增加，已难以辨别奥氏体晶粒尺寸，图 5 ( c) ～ ( e) 所示． 降温至 770 ℃ 时，铁素体已几乎覆盖 了整个奥氏体，呈块状分布，图 5( f) 所示． 根据图 2( b) 热制度模拟试样在不同温度热装后 重新加热至 1200 ℃保温 10 min 后的奥氏体晶粒形貌， 结果如图 6 所示． 此处，在金相图片中沿晶界勾勒了 晶粒形貌，便于直观观察与统计． 如图 6( a) 所示，820 ℃热装时，其奥氏体晶粒尺寸 与图 5( a) 相比无明显变化，均为 300 μm 左右，最大约 为 500 μm． 可见，晶界析出少量铁素体时，重新奥氏体 化后无法细化原粗大的奥氏体晶粒，与上述原位观察 结果一致． 图 6( b) ～ ( d) 为分别在 810、800、790 ℃ 热 装后的显微组织，奥氏体晶粒细化趋势并不明显，仍有 较大的晶粒约 400 ～ 500 μm，平均尺寸约 300 μm，与 820 ℃热装的情形无明显差异． 780 ℃ 热装时，可以观察到整体晶粒有略微细化 的趋势，平均晶粒尺寸约为 250 μm 左右，如图 6( e) 所 示． 说明此温度下的铁素体析出量对奥氏体化晶粒尺 寸已有一定细化作用． 降至 770 ℃ 热装时，从图 6( f) 中可见再回温之后的奥氏体晶粒有了明显的细化． 其 中 100 μm 左右的晶粒数目大大增加，最大的晶粒也降 至 300 μm 以下． 770 ℃ 时，由于奥氏体大量分解为铁 素体，为加热再奥氏体化时的晶粒形核提供了更多形 · 9381 ·
·1840· 工程科学学报，第39卷，第12期 300 3004m ④ 300um 300 un 300μm 图5SS400钢在冷却至不同热装温度淬火的显微组织.(a)820℃：(b)810℃：(c)800℃：(d)790℃：(e)780℃：(f0770℃ Fig.5 Microstructure of SS400 steel quenching at different hot-charging temperatures:(a)820℃：(b)810℃；(c)800℃；(d)790℃；(e)780 ℃：(0770℃ 核质点，导致了加热时奥氏体晶粒的细化 细化至约200μm.由此可见，SS400铸坯在双相区内 采用Image J软件统计不同热装温度下的铁素体 温装也可实现奥氏体晶粒的细化 转变量，量化奥氏体向铁素体转变程度对奥氏体晶粒 以上结果揭示了单次Y→α→y相变循环时铁素 细化的影响.SS400钢冷却至820、810、800、790、780、 体转变量与奥氏体晶粒细化的定量关系.即铸坯送装 770℃对应的铁素体转变量分别为2.1%、5.2%、 的温度不一定要冷却至A,温度以下使奥氏体全部分 20.5%、39.3%、69.5%、81.4%.其对应的再加热之 解，只需铁素体转变量达到一定比例就足以产生细化 后奥氏体晶粒尺寸以式(1)计算，其中面积A。取视场 奥氏体晶粒的效果.其中，对于SS400钢，在铁素体析 内所有晶粒的平均面积.对应热制度下平均晶粒直径 出量达到70%时，可有效细化再加热奥氏体晶粒.由 分别为：285.2、280.1、266.4、270.8、254.5、213.8μm. 此，本研究提出基于奥氏体晶粒细化的铁素体转变量 则热装温度与相应的铁素体转变量与再加热后奥氏体 临界比例∫，(austenite to ferrite)的概念，当铁素体转变 晶粒尺寸的关系见图7. 量超过∫时，再加热后的奥氏体晶粒便可得到明显 图7表明，温度降至A虹，线以下后，随着温度降低， 细化. 铁素体转变量增加，对应再加热奥氏体化后的晶粒尺 3分析与讨论 寸呈逐渐减小的趋势.其中，热装温度在高于790℃ (即铁素体析出量为40%左右)时，晶粒尺寸随铁素体 前人研究表明，高温热装与温装制度下进加热炉 析出量的增加呈缓慢减小趋势：低于790℃热装，尤其 后基体的混晶程度大大降低，双相区热装混晶程度最 是780℃以下（即铁素体析出量达70%左右）热装时， 高0.事实上，热装温度对热装裂纹的影响主要体现 晶粒已细化至约250um.当温度降至770℃热装时， 在不同的热装温度下铁素体转变量的差异.其影响主 铁素体转变量达到81.4%，再加热后的奥氏体晶粒可 要体现在两个方面：一是铁素体量会直接影响铸坯的
工程科学学报，第 39 卷，第 12 期 图 5 SS400 钢在冷却至不同热装温度淬火的显微组织 . ( a) 820 ℃ ; ( b) 810 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 790 ℃ ; ( e) 780 ℃ ; ( f) 770 ℃ Fig． 5 Microstructure of SS400 steel quenching at different hot-charging temperatures: ( a) 820 ℃ ; ( b) 810 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 790 ℃ ; ( e) 780 ℃ ; ( f) 770 ℃ 核质点，导致了加热时奥氏体晶粒的细化． 采用 Image J 软件统计不同热装温度下的铁素体 转变量，量化奥氏体向铁素体转变程度对奥氏体晶粒 细化的影响． SS400 钢冷却至 820、810、800、790、780、 770 ℃ 对 应 的 铁 素 体 转 变 量 分 别 为 2. 1% 、5. 2% 、 20. 5% 、39. 3% 、69. 5% 、81. 4% ． 其对应的再加热之 后奥氏体晶粒尺寸以式( 1) 计算，其中面积 A0取视场 内所有晶粒的平均面积． 对应热制度下平均晶粒直径 分别为: 285. 2、280. 1、266. 4、270. 8、254. 5、213. 8 μm． 则热装温度与相应的铁素体转变量与再加热后奥氏体 晶粒尺寸的关系见图 7． 图 7 表明，温度降至 Ar3线以下后，随着温度降低， 铁素体转变量增加，对应再加热奥氏体化后的晶粒尺 寸呈逐渐减小的趋势． 其中，热装温度在高于 790 ℃ ( 即铁素体析出量为 40% 左右) 时，晶粒尺寸随铁素体 析出量的增加呈缓慢减小趋势; 低于 790 ℃ 热装，尤其 是 780 ℃以下( 即铁素体析出量达 70% 左右) 热装时， 晶粒已细化至约 250 μm． 当温度降至 770 ℃ 热装时， 铁素体转变量达到 81. 4% ，再加热后的奥氏体晶粒可 细化至约 200 μm． 由此可见，SS400 铸坯在双相区内 温装也可实现奥氏体晶粒的细化． 以上结果揭示了单次 γ→α→γ 相变循环时铁素 体转变量与奥氏体晶粒细化的定量关系． 即铸坯送装 的温度不一定要冷却至 Ar1温度以下使奥氏体全部分 解，只需铁素体转变量达到一定比例就足以产生细化 奥氏体晶粒的效果． 其中，对于 SS400 钢，在铁素体析 出量达到 70% 时，可有效细化再加热奥氏体晶粒． 由 此，本研究提出基于奥氏体晶粒细化的铁素体转变量 临界比例 fA ( austenite to ferrite) 的概念，当铁素体转变 量超过 fA 时，再加热后的奥氏体晶粒便可得到明显 细化． 3 分析与讨论 前人研究表明，高温热装与温装制度下进加热炉 后基体的混晶程度大大降低，双相区热装混晶程度最 高［21］． 事实上，热装温度对热装裂纹的影响主要体现 在不同的热装温度下铁素体转变量的差异． 其影响主 要体现在两个方面: 一是铁素体量会直接影响铸坯的 · 0481 ·
兰鹏等：送装工艺对板坯再加热过程奥氏体晶粒细化的影响 ·1841· 200 300 300μm 300um NH 图6SS400钢在不同温度热装再加热至1200℃淬火的晶粒形貌.(a)820℃：(b)810℃：(c)）800℃：(d)790℃：(e)780℃：(0770℃ Fig.6 Grain morphology of SS400 heated to1200℃after hot charging at different temperatures:(a)820℃：(b)810℃：(c)800℃：(d)790 ℃：(e)780℃：(0770℃ 100 290 时的铁素体析出形态或析出量 基于JmatPro7.0热力学数据库计算的J55和 80 20 SS400钢冷却相变曲线如图8所示.对于J55钢，高温 60 共聚焦显微镜下观察到在接近A虹温度(600℃)送装 时，再加热后奥氏体显著细化，由于此时残余奥氏体量 40 低于10%（奥氏体向铁素体转变量高于90%），如图8 (a),与实验观察中出现大面积浮凸特征相符：对于 20 SS400钢，其奥氏体转变的热力学计算结果与金相实 210 测值比较接近，在770~780℃之间的铁素体转变量较 770780790800 810820 )0 温度℃ 高(70%以上)，再加热时奥氏体晶粒细化特征明显. 图7铁素体转变量、奥氏体化品粒尺寸与温度的关系 因此可证实，只有当奥氏体向铁素体转变达到一定程 Fig.7 Relation of ferrite volume fraction and austenite grain size 度时，其对再加热过程中奥氏体晶粒的细化才具有一 with temperature 定的效果 热塑性，奥氏体晶界处的铁素体膜会使应力集中于该 图9揭示了不同温度送装时铸坯基体组织的演变 区域，在加热炉中快速升温阶段容易受到组织应力和 机理.当高于∫对应温度热装时，再加热后奥氏体保 热应力作用而在晶界处开裂：二是铁素体转变量不足 留了连铸坯初始凝固时的原始形态，奥氏体晶粒的尺 时，在后续升温过程中不能显著细化晶粒，再加热和轧 寸与形貌均不会发生明显改变，如图9(a).冷却时于 制过程中更容易形成沿粗大奥氏体晶界扩展的裂纹. γ+α双相区内析出的膜状先共析铁素体在后续的加 因而可推断，决定奥氏体晶粒能否细化的实质是冷却 热炉升温过程中，在加热应力或相变应力的作用下，可
兰 鹏等: 送装工艺对板坯再加热过程奥氏体晶粒细化的影响 图 6 SS400 钢在不同温度热装再加热至 1200 ℃淬火的晶粒形貌 . ( a) 820 ℃; ( b) 810 ℃; ( c) 800 ℃; ( d) 790 ℃; ( e) 780 ℃; ( f) 770 ℃ Fig． 6 Grain morphology of SS400 reheated to 1200 ℃ after hot charging at different temperatures: ( a) 820 ℃ ; ( b) 810 ℃ ; ( c) 800 ℃ ; ( d) 790 ℃ ; ( e) 780 ℃ ; ( f) 770 ℃ 图 7 铁素体转变量、奥氏体化晶粒尺寸与温度的关系 Fig． 7 Ｒelation of ferrite volume fraction and austenite grain size with temperature 热塑性，奥氏体晶界处的铁素体膜会使应力集中于该 区域，在加热炉中快速升温阶段容易受到组织应力和 热应力作用而在晶界处开裂; 二是铁素体转变量不足 时，在后续升温过程中不能显著细化晶粒，再加热和轧 制过程中更容易形成沿粗大奥氏体晶界扩展的裂纹． 因而可推断，决定奥氏体晶粒能否细化的实质是冷却 时的铁素体析出形态或析出量． 基于 JmatPro 7. 0 热力学数据库计算的 J55 和 SS400 钢冷却相变曲线如图 8 所示． 对于 J55 钢，高温 共聚焦显微镜下观察到在接近 Ar1温度( 600 ℃ ) 送装 时，再加热后奥氏体显著细化，由于此时残余奥氏体量 低于 10% ( 奥氏体向铁素体转变量高于 90% ) ，如图 8 ( a) ，与实验观察中出现大面积浮凸特征相符; 对于 SS400 钢，其奥氏体转变的热力学计算结果与金相实 测值比较接近，在 770 ～ 780 ℃ 之间的铁素体转变量较 高( 70% 以上) ，再加热时奥氏体晶粒细化特征明显． 因此可证实，只有当奥氏体向铁素体转变达到一定程 度时，其对再加热过程中奥氏体晶粒的细化才具有一 定的效果． 图 9 揭示了不同温度送装时铸坯基体组织的演变 机理． 当高于 fA对应温度热装时，再加热后奥氏体保 留了连铸坯初始凝固时的原始形态，奥氏体晶粒的尺 寸与形貌均不会发生明显改变，如图 9( a) ． 冷却时于 γ + α 双相区内析出的膜状先共析铁素体在后续的加 热炉升温过程中，在加热应力或相变应力的作用下，可 · 1481 ·
·1842. 工程科学学报，第39卷，第12期 100 100 (a) 奥氏体 90 奥氏体 铁素体 00 状本 珠光体 奥氏体实测值 70 铁素体实测值 60 4 04 20 2 10 10- 600 800 1000 1200 600 800 1000 1200 温度C 温度PC 图8不同钢种的冷却相变曲线.(a)J55:(b)sS400 Fig.8 Phase transformation curves of different steels:(a)J55:(b)SS400 能会引发铸坯表面的红送裂纹，即热装裂纹.而低于 体临界转变量∫，所对应的热装温度.应该指出，J55钢 ∫，对应温度送装，奥氏体大量转变为铁素体和珠光体， 高温共聚焦实验采用600℃温装，晶粒从200um细化 由于相变比较充分，再加热奥氏体化后，新晶粒并未沿 至约30m,而SS400钢加热炉实验在770℃热装，晶 袭原晶界形成，而是晶界和晶内的铁素体和珠光体同 粒从300m细化至约200um,两实验下的晶粒细化程 时发生奥氏体相变，如图9(b). 度差异较大.除铁素体转变量略有不同外，这一现象 可能与两实验中钢种的合金成分差异有关(J55含 (a Nb+Ti,SS400无微合金元素)，或许有必要针对这两 种晶粒细化程度的差异，对不同钢种双相区内奥氏体 相变与析出行为对晶粒细化的影响做进一步研究、 析出物 4 结论 b (1)高温共聚焦实验结果表明，J55钢双相区内 700℃热装时，组织为晶界膜状先共析铁素体、少量魏 氏体和奥氏体，再加热至1200℃，奥氏体晶粒大小、位 新奥氏体 置基本不变.铁素体区600℃温装时，组织为铁素体+ 珠光体，再加热至1200℃，奥氏体晶粒从200μm明显 图9不同温度送装组织演变行为机制.(a)高于热装：(b) 低于f温装 细化至30μm,且原晶界消失. (2)对比了SS400钢坯在不同双相区温度(820~ Fig.9 Mechanism of microstructural evolution at different hot-char- ging temperatures:(a)hot charging abovef:(b)warm charging 770℃)热装前后奥氏体晶粒的变化.结果表明，基体 below fa 晶粒细化程度取决于入炉时的铁素体转变量.当铁素 体转变量至少大于70%时，再加热重新奥氏体化之后 为此，建议在铸坯未发生铁素体转变时就进行热 的晶粒才会有所细化.当铁素体量达到69.5%时，晶 装，即高温热装；或是当冷却获得一定铁素体量后再进 粒从300μm细化至254.5μm;当铁素体量达到 行热装.对于后一种思路，钢厂现有的做法只是笼统 81.4%时，晶粒从300μm细化至213.8μm 地认为对于此类热装裂纹敏感性强钢种不适合双相区 (3)提出了基于奥氏体晶粒细化的铁素体转变量 热装，一定要Ar以下温装.其实，只要合理控制表层 临界比例∫的概念.对于热装裂纹敏感性强的钢种， 温度，使铁素体转变量超过其临界值∫，即使在双相区 即使是双相区热装，只要保证其铁素体转变量超过∫ 热装，依然可有效避免热装或粗轧过程裂纹的产生， 时，在对应的温度下热装便可有效细化后续加热过程 这样既有利于降低能耗，也有利提升铸坯质量与生产 中的奥氏体晶粒，减少热装或粗轧裂纹的发生倾向 效率. 参考文献 不同钢种凝固收缩特性与高温热物性参数有较大 [Zhou Y,Wang S J,He L Y,et al.Research and improvement 差异，尤其是奥氏体向铁素体转变温度差异明显.故 measures of surface crack on low carbon niobium steel.J fron Steel 应对钢种分类，通过实验或模型确定不同钢种的铁素 Res,2012,24(1):40
工程科学学报，第 39 卷，第 12 期 图 8 不同钢种的冷却相变曲线 . ( a) J55; ( b) SS400 Fig． 8 Phase transformation curves of different steels: ( a) J55; ( b) SS400 能会引发铸坯表面的红送裂纹，即热装裂纹． 而低于 fA对应温度送装，奥氏体大量转变为铁素体和珠光体， 由于相变比较充分，再加热奥氏体化后，新晶粒并未沿 袭原晶界形成，而是晶界和晶内的铁素体和珠光体同 时发生奥氏体相变，如图 9( b) ． 图 9 不同温度送装组织演变行为机制． ( a) 高于 fA 热装; ( b) 低于 fA温装 Fig． 9 Mechanism of microstructural evolution at different hot-charging temperatures: ( a) hot charging above fA ; ( b) warm charging below fA 为此，建议在铸坯未发生铁素体转变时就进行热 装，即高温热装; 或是当冷却获得一定铁素体量后再进 行热装． 对于后一种思路，钢厂现有的做法只是笼统 地认为对于此类热装裂纹敏感性强钢种不适合双相区 热装，一定要 Ar1以下温装． 其实，只要合理控制表层 温度，使铁素体转变量超过其临界值 fA，即使在双相区 热装，依然可有效避免热装或粗轧过程裂纹的产生． 这样既有利于降低能耗，也有利提升铸坯质量与生产 效率． 不同钢种凝固收缩特性与高温热物性参数有较大 差异，尤其是奥氏体向铁素体转变温度差异明显． 故 应对钢种分类，通过实验或模型确定不同钢种的铁素 体临界转变量 fA所对应的热装温度． 应该指出，J55 钢 高温共聚焦实验采用 600 ℃温装，晶粒从 200 μm 细化 至约 30 μm，而 SS400 钢加热炉实验在 770 ℃ 热装，晶 粒从 300 μm 细化至约 200 μm，两实验下的晶粒细化程 度差异较大． 除铁素体转变量略有不同外，这一现象 可能与两实验中钢种的合金成分差异有关 ( J55 含 Nb + Ti，SS400 无微合金元素) ，或许有必要针对这两 种晶粒细化程度的差异，对不同钢种双相区内奥氏体 相变与析出行为对晶粒细化的影响做进一步研究． 4 结论 ( 1) 高温共聚焦实验结果表明，J55 钢双相区内 700 ℃ 热装时，组织为晶界膜状先共析铁素体、少量魏 氏体和奥氏体，再加热至 1200 ℃，奥氏体晶粒大小、位 置基本不变． 铁素体区 600 ℃ 温装时，组织为铁素体 + 珠光体，再加热至 1200 ℃，奥氏体晶粒从 200 μm 明显 细化至 30 μm，且原晶界消失． ( 2) 对比了 SS400 钢坯在不同双相区温度( 820 ～ 770 ℃ ) 热装前后奥氏体晶粒的变化． 结果表明，基体 晶粒细化程度取决于入炉时的铁素体转变量． 当铁素 体转变量至少大于 70% 时，再加热重新奥氏体化之后 的晶粒才会有所细化． 当铁素体量达到 69. 5% 时，晶 粒从 300 μm 细 化 至 254. 5 μm; 当 铁 素 体 量 达 到 81. 4% 时，晶粒从 300 μm 细化至 213. 8 μm． ( 3) 提出了基于奥氏体晶粒细化的铁素体转变量 临界比例 fA的概念． 对于热装裂纹敏感性强的钢种， 即使是双相区热装，只要保证其铁素体转变量超过 fA 时，在对应的温度下热装便可有效细化后续加热过程 中的奥氏体晶粒，减少热装或粗轧裂纹的发生倾向． 参 考 文 献 ［1］ Zhou Y，Wang S J，He L Y，et al． Ｒesearch and improvement measures of surface crack on low carbon niobium steel． J Iron Steel Ｒes，2012，24( 1) : 40 · 2481 ·
兰鹏等：送装工艺对板坯再加热过程奥氏体晶粒细化的影响 ·1843· (周云，王世俊，何烈云，等.低碳含铌钢表面裂纹的研究与 ultra-wide slab at IPSCO.Metall Res Technol,2002,99 (4): 改进措施.钢铁研究学报，2012,24(1)：40) 357 2]Shen K,Wang S F,Ma H,et al.Analysis and improving meas- [14]Xia W Y,Zhu Z H,Gan Y.Experimental study on crack forma- ures for surface defects on low carbon boron steel.J fron Steel Res, tion of micro-alloyed steel during hot charging process.fron 2014,26(1):57 Seel,2011,46(12):29 (沈奎，王世芳，麻晗，等.低碳硼钢表面缺路的形成原因与 (夏文勇，朱正海，干勇.微合金钢红送裂纹形成的试验研 改进措施.钢铁研究学报，2014,26(1)：57) 究.钢铁，2011,46(12)：29) 3]Mintz B,Yue S,Jonas JJ.Hot ductility of steels and its relation- 05] Zhu Z H,Xiao LJ,Wang Q,et al.Microstructural evolution of ship to the problem of transverse cracking during continuous cast- E36 slab during process of continuous casting-conveying-heating ing.Int Mater Rev,1991,36(1):187 fron Steel,2014,49(3):29 [4]Machara Y,Yasumoto K,Tomono H,et al.Surface cracking (朱正海，肖丽俊，王强，等.连铸、输送和加热过程36铸 mechanism of continuously cast low carbon low alloy steel slabs. 坯组织的演变.钢铁，2014,49(3)：29) Mater Sci Technol,1990,6(9)793 [16]Lu Y J.WangQ,Li J,et al.Effect of the charging temperature [5] Szekeres E S.A review of strand casting factors affecting trans- on the hot ductility of Nb-containing steel in the simulated hot verse cracking /Proceedings of the 6th International Conference charge process.Steel Res Int,2012,83(7):671 on Clean Steel.Budapest,2002:324 [17]Kang W,Fang E J,Li C,et al.Research on direct charging of Dippenaar R,Moon S C,Szekeres E S.Strand surface cracks: low alloy steel wide-hick slab.Steelmaking,2014,30(6):57 the role of abnormally large prioraustenite grains.Iron Steel Tech- (康伟，方恩俊，李超，等.低合金钢宽厚铸坯直装工艺研 nol,2007,4(7):105 究.炼钢，2014,30(6)：57) 7]Tsai HT,Yin H,Lowry M,et al.Analysis of transverse comer 18] Du C W.Surface Morphology and Crack Tendency Control for Mi- cracks on slabs and countermeasures.Iron Steel Technol,2006.3 croalloyed Steel Continuous Casting [Dissertation].Beijing: (7):23 University of Science and Technology Beijing.2016 [8]Tateyama S.Reduction of fuel consumption by shortening track (杜辰伟.微合金钢连铸坯表层组织与裂纹控制技术研究 time of continuously cast bloom.Tetsu to Hagane,1986,72 [学位论文].北京：北京科技大学，2016) (12):1179 09] Presoly P,Pierer R,Bernhard C.Identification of defect prone [9]Watanabe S,Kawasaki S,Moki A,et al.Improvement in the pro- peritectic steel grades by analyzing high-emperature phase trans- duction of high grade wire rods and bars by using a billet caster. formations.Metall Mater Trans A,2013,44(12):5377 Rev Met Paris,1991,88(2):151 20]Tang P,Luo L Q,Wen G H,et al.Precipitation behaviors of [10]Setsuo K,Yasuaki M.High grade bloom continuous casting tech- secondary phases in micro-alloy steels during continuous casting nology by Nippon Steel Engineering /The 8th CSM Annual simulated by CLSM.Chin J Eng,2015,37(9):1130 Meeting Proceedings.Beijing,2011 (唐萍，罗琳青，文光华，等.基于激光共聚焦显微镜模拟微 [1]Tercelli C.Surface quenching,an effective tool for hot charging 合金钢连铸过程中第二相的析出行为.工程科学学报， of special steels.Metall Plant Technol Int,1995,18(1):66 2015,37(9):1130) [12]Watanable S.Yamada N,Sasame K,et al.Replacement of ex- 21]Li J.Study on the Microstructure Erolution and Precipitation Be- isting bloom continuous casting plant by state-of-art-technology / haviors during Hot Charging Process for HSLA Steel [Disserta- Proceedings of 7th European Continuous Casting Conference. tion].Chongqing:Chongqing University,2013 Duisseldorf.2011 (李江.HSLA钢连铸板坯热送过程组织演变及析出物行为 [13]Bush M,Cerasi T,Watzinger J,et al.The continuous casting of 研究[学位论文].重庆：重庆大学，2013)
兰 鹏等: 送装工艺对板坯再加热过程奥氏体晶粒细化的影响 ( 周云，王世俊，何烈云，等． 低碳含铌钢表面裂纹的研究与 改进措施． 钢铁研究学报，2012，24( 1) : 40) ［2］ Shen K，Wang S F，Ma H，et al． Analysis and improving measures for surface defects on low carbon boron steel． J Iron Steel Ｒes， 2014，26( 1) : 57 ( 沈奎，王世芳，麻晗，等． 低碳硼钢表面缺陷的形成原因与 改进措施． 钢铁研究学报，2014，26( 1) : 57) ［3］ Mintz B，Yue S，Jonas J J． Hot ductility of steels and its relationship to the problem of transverse cracking during continuous casting． Int Mater Ｒev，1991，36( 1) : 187 ［4］ Maehara Y，Yasumoto K，Tomono H，et al． Surface cracking mechanism of continuously cast low carbon low alloy steel slabs． Mater Sci Technol，1990，6( 9) : 793 ［5］ Szekeres E S． A review of strand casting factors affecting transverse cracking / / Proceedings of the 6th International Conference on Clean Steel． Budapest，2002: 324 ［6］ Dippenaar Ｒ，Moon S C，Szekeres E S． Strand surface cracks: the role of abnormally large prior-austenite grains． Iron Steel Technol，2007，4( 7) : 105 ［7］ Tsai H T，Yin H，Lowry M，et al． Analysis of transverse corner cracks on slabs and countermeasures． Iron Steel Technol，2006，3 ( 7) : 23 ［8］ Tateyama S． Ｒeduction of fuel consumption by shortening track time of continuously cast bloom． Tetsu to Hagane，1986，72 ( 12) : 1179 ［9］ Watanabe S，Kawasaki S，Moki A，et al． Improvement in the production of high grade wire rods and bars by using a billet caster． Ｒev Met Paris，1991，88( 2) : 151 ［10］ Setsuo K，Yasuaki M． High grade bloom continuous casting technology by Nippon Steel Engineering / / The 8th CSM Annual Meeting Proceedings． Beijing，2011 ［11］ Tercelli C． Surface quenching，an effective tool for hot charging of special steels． Metall Plant Technol Int，1995，18( 1) : 66 ［12］ Watanable S． Yamada N，Sasame K，et al． Ｒeplacement of existing bloom continuous casting plant by state-of-art-technology / / Proceedings of 7th European Continuous Casting Conference． Düsseldorf，2011 ［13］ Bush M，Cerasi T，Watzinger J，et al． The continuous casting of ultra-wide slab at IPSCO． Metall Ｒes Technol，2002，99 ( 4) : 357 ［14］ Xia W Y，Zhu Z H，Gan Y． Experimental study on crack formation of micro-alloyed steel during hot charging process． Iron Steel，2011，46( 12) : 29 ( 夏文勇，朱正海，干勇． 微合金钢红送裂纹形成的试验研 究． 钢铁，2011，46( 12) : 29) ［15］ Zhu Z H，Xiao L J，Wang Q，et al． Microstructural evolution of E36 slab during process of continuous casting-conveying-heating． Iron Steel，2014，49( 3) : 29 ( 朱正海，肖丽俊，王强，等． 连铸、输送和加热过程 E36 铸 坯组织的演变． 钢铁，2014，49( 3) : 29) ［16］ Lu Y J，Wang Q，Li J，et al． Effect of the charging temperature on the hot ductility of Nb-containing steel in the simulated hot charge process． Steel Ｒes Int，2012，83( 7) : 671 ［17］ Kang W，Fang E J，Li C，et al． Ｒesearch on direct charging of low alloy steel wide-thick slab． Steelmaking，2014，30( 6) : 57 ( 康伟，方恩俊，李超，等． 低合金钢宽厚铸坯直装工艺研 究． 炼钢，2014，30( 6) : 57) ［18］ Du C W． Surface Morphology and Crack Tendency Control for Microalloyed Steel Continuous Casting ［Dissertation］． Beijing: University of Science and Technology Beijing，2016 ( 杜辰伟． 微合金钢连铸坯表层组织与裂纹控制技术研究 ［学位论文］． 北京: 北京科技大学，2016) ［19］ Presoly P，Pierer Ｒ，Bernhard C． Identification of defect prone peritectic steel grades by analyzing high-temperature phase transformations． Metall Mater Trans A，2013，44( 12) : 5377 ［20］ Tang P，Luo L Q，Wen G H，et al． Precipitation behaviors of secondary phases in micro-alloy steels during continuous casting simulated by CLSM． Chin J Eng，2015，37( 9) : 1130 ( 唐萍，罗琳青，文光华，等． 基于激光共聚焦显微镜模拟微 合金钢连 铸 过 程 中 第 二 相 的 析 出 行 为． 工 程 科 学 学 报， 2015，37( 9) : 1130) ［21］ Li J． Study on the Microstructure Evolution and Precipitation Behaviors during Hot Charging Process for HSLA Steel［Dissertation］． Chongqing: Chongqing University，2013 ( 李江． HSLA 钢连铸板坯热送过程组织演变及析出物行为 研究［学位论文］． 重庆: 重庆大学，2013) · 3481 ·