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,304 北京科技大学学报 第31卷 表6加热炉温度分布 3讨论 Table 6 Temperature distribution of a reheating furnace C 3.1Cu和Sn扩散系数和扩散距离的计算和比较 生产方式 预热 加热1 加热2 均热 FeSn二元相图中，Y中Sn的扩散系数Dsm大 热送 8501000980-11001150~12001200-1250 约是Cu的扩散系数Dc.的10倍，1100℃时，Dsm是 冷装 1100~12201250~13001200~-1270 1.9×10-14m2s1,Dc是9.6×10-16m2s-1[3, 根据公式d=(Dt).5分别计算Cu和Sn的平均扩 3.4Cu、As和Sn富集机理 散距离，时间t取7200s,dcu为2.6m,dsm为 残余元素(Cu、As、Sn和Sb)熔点低、氧化位能 11.7m.1100℃时Sn在aFe中的溶解度大约为 比铁低，板坯在高温冷却、二次加热过程中，残余元 16%,Dsm是7.9×10-13m2s1[3],时间t取7200 素偏聚在Y晶界，铁的优先氧化速度明显大于残余 s,dsm为75.4m·Cu富集程度比较明显，Sn扩散系 元素向基体内扩散的速度[山，残余元素在氧化铁层 数相对比较大，在连铸坯均热过程中Sn有较多时间 与钢基体层之间析出，在连铸坯表面逐渐富集，形成 进行扩散从而减少Sn的偏聚和富集. 低熔点富集相10).影响残余元素在连铸坯和热 3.2化学元素对C在钢中的溶解度的影响 轧板中富集行为的因素有很多2]，其中包括钢基体 Ohtani等)认为：Co、Ni和Al元素增加Cu在 中残余元素含量、加热炉加热温度[3、加热炉气 钢的固相中的溶解度，增加这些元素含量对含C山 氛]、加热时间、锻造温度以及热加工过程轧制 钢低熔点液相的生成有一定抑制作用；V、Cr、Mn、Si 力等. 和Sn元素含量增加降低Cu在钢的固相中的溶解 Cu在氧化层中的溶解度很有限，几乎纯的液态 度，因此加剧钢中低熔点液相的形成 含铜富集相在氧化铁层/基体层界面形成，当界面 3.3冷送和热送试样对比分析 层Cu含量超过Cu在奥氏体中的溶解度时，液态含 在铸坯内外弧表面取样，位置包括铸坯宽面边 铜富集相向钢基体扩散，沿着奥氏体晶界渗透进入 缘、铸坯宽面中心和铸坯宽面1/4位置，分别选取小 钢基体.Cu元素在Y晶界的偏聚降低y晶界能量， 块试样，通过酸侵蚀实验和铸坯试样表面刨削0.5， 使晶界强度急剧降低，推迟Y向铁素体的转变温度， 1和1.5mm,发现铸坯表面不存在网状裂纹、表面 使Y晶界在很宽的温度范围内存在薄膜状铁素体， 微裂纹或星状裂纹， 当应变速率为10-4~10-2时，应变会在铁素体中集 实际生产过程采用相同轧制工艺和控制，同一 中，裂纹很容易沿着Y晶界延伸.根据晶界偏聚理 批次连铸坯，铸坯表面检测发现不存在网状裂纹、表 论，随着温度提高，由于溶质原子在晶粒内和晶界的 面微裂纹或星形裂纹，热送生产的热轧板表面存在 自由能差减小，C山的晶界偏聚趋势减弱，温度 大量表面微裂纹，冷送生产的热轧板表面不存在表 ≥1083℃，含Cu钢与空气接触，生成Fe0+2Fe0· 面微裂纹，热送生产热轧板试样氧化层和基体层界 SO2氧化层，Cu呈液态富集在氧化层界面，热加工 面存在明显Cu、As和Sn富集；冷送生产热轧板试 时造成裂纹：温度更高时(1300℃)，Kajitani等16] 样氧化层与基体界面附近不存在明显Cu、As和Sn 发现氧化层有2Fe0Si02存在，界面张力作用使液 富集，Cu、As和Sn大部分被包裹在氧化层中. 态C山被封闭在硅酸盐熔体中，不与钢基体接触，防 通过实验室高温氧化实验，加热时间分别为 止表面裂纹；1000℃时，富集相固态形式被封闭在 30,60和120min,证明含残余元素的实验钢种在 氧化层，防止表面裂纹， 1000~1100℃加热温度区间Cu、As和Sn在氧化 As熔点大约在8O0℃，降低铜在Y中的溶解 层与基体层界面富集明显；随着加热时间的增加， 度，同时降低富集相熔点低于800℃，致使熔融相向 Cu、As和Sn的富集程度增加. 晶界渗透，破坏晶界连续性，国外资料表明，砷对钢 对比热送与冷送加热炉加热制度（如表6所 的热脆性能影响相当于铜的1/4，因此砷和铜共存 示)，发现热送生产与冷送生产加热炉加热温度明显 时对形成表面裂纹影响特别明显， 存在区别：通过对实际生产过程中加热炉加热温度 Sn通过诱导Cu的热脆而增加表面裂纹[.Sn 和加热时间的统计，热送生产过程中连铸坯在 还能够降低CuFe合金的固相线温度，在CuSn二 1000~1100℃之间停留的时间较长；冷送生产过程 元相图中，含10%sn时固相线温度从1083℃降低 中铸坯基本避开在1000~1100℃之间长时间加 到835℃.实际中Sn含量的增加明显增加FeCu 热，温度在1200~1300℃加热时间较长. 系统中富集相的形成，同时含Cu、Sn的钢更易于产3 讨论 3∙1 Cu 和 Sn 扩散系数和扩散距离的计算和比较 Fe－Sn 二元相图中γ中 Sn 的扩散系数 DSn大 约是 Cu 的扩散系数 DCu的10倍1100℃时DSn是 1∙9×10－14 m 2·s －1DCu是9∙6×10－16 m 2·s －1［2］ 根据公式 d＝（ D·t） 0∙5分别计算 Cu 和 Sn 的平均扩 散距离时间 t 取 7200sdCu 为 2∙6μmdSn 为 11∙7μm．1100℃时 Sn 在α－Fe 中的溶解度大约为 16％DSn是7∙9×10－13 m 2·s －1［2］时间 t 取7200 sdSn为75∙4μm．Cu 富集程度比较明显Sn 扩散系 数相对比较大在连铸坯均热过程中Sn 有较多时间 进行扩散从而减少 Sn 的偏聚和富集． 3∙2 化学元素对 Cu 在钢中的溶解度的影响 Ohtani 等［9］认为：Co、Ni 和 Al 元素增加 Cu 在 钢的固相中的溶解度增加这些元素含量对含 Cu 钢低熔点液相的生成有一定抑制作用；V、Cr、Mn、Si 和 Sn 元素含量增加降低 Cu 在钢的固相中的溶解 度因此加剧钢中低熔点液相的形成． 3∙3 冷送和热送试样对比分析 在铸坯内外弧表面取样位置包括铸坯宽面边 缘、铸坯宽面中心和铸坯宽面1／4位置分别选取小 块试样通过酸侵蚀实验和铸坯试样表面刨削0∙5 1和1∙5mm发现铸坯表面不存在网状裂纹、表面 微裂纹或星状裂纹． 实际生产过程采用相同轧制工艺和控制同一 批次连铸坯铸坯表面检测发现不存在网状裂纹、表 面微裂纹或星形裂纹热送生产的热轧板表面存在 大量表面微裂纹冷送生产的热轧板表面不存在表 面微裂纹．热送生产热轧板试样氧化层和基体层界 面存在明显 Cu、As 和 Sn 富集；冷送生产热轧板试 样氧化层与基体界面附近不存在明显 Cu、As 和 Sn 富集Cu、As 和 Sn 大部分被包裹在氧化层中． 通过实验室高温氧化实验加热时间分别为 3060和120min证明含残余元素的实验钢种在 1000～1100℃加热温度区间 Cu、As 和 Sn 在氧化 层与基体层界面富集明显；随着加热时间的增加 Cu、As 和 Sn 的富集程度增加． 对比热送与冷送加热炉加热制度（如表6所 示）发现热送生产与冷送生产加热炉加热温度明显 存在区别：通过对实际生产过程中加热炉加热温度 和加热时间的统计热送生产过程中连铸坯在 1000～1100℃之间停留的时间较长；冷送生产过程 中铸坯基本避开在1000～1100℃之间长时间加 热温度在1200～1300℃加热时间较长． 表6 加热炉温度分布 Table6 Temperature distribution of a reheating furnace ℃ 生产方式 预热 加热1 加热2 均热 热送 850～1000 980～1100 1150～1200 1200～1250 冷装 － 1100～1220 1250～1300 1200～1270 3∙4 Cu、As 和 Sn 富集机理 残余元素（Cu、As、Sn 和 Sb）熔点低、氧化位能 比铁低板坯在高温冷却、二次加热过程中残余元 素偏聚在γ晶界铁的优先氧化速度明显大于残余 元素向基体内扩散的速度［1］残余元素在氧化铁层 与钢基体层之间析出在连铸坯表面逐渐富集形成 低熔点富集相［10－11］．影响残余元素在连铸坯和热 轧板中富集行为的因素有很多［12］其中包括钢基体 中残余元素含量、加热炉加热温度［13－14］、加热炉气 氛［15］、加热时间、锻造温度以及热加工过程轧制 力等． Cu 在氧化层中的溶解度很有限几乎纯的液态 含铜富集相在氧化铁层／基体层界面形成．当界面 层 Cu 含量超过 Cu 在奥氏体中的溶解度时液态含 铜富集相向钢基体扩散沿着奥氏体晶界渗透进入 钢基体．Cu 元素在γ晶界的偏聚降低γ晶界能量 使晶界强度急剧降低推迟γ向铁素体的转变温度 使γ晶界在很宽的温度范围内存在薄膜状铁素体． 当应变速率为10－4～10－2时应变会在铁素体中集 中裂纹很容易沿着γ晶界延伸．根据晶界偏聚理 论随着温度提高由于溶质原子在晶粒内和晶界的 自由能差减小Cu 的晶界偏聚趋势减弱．温度 ≥1083℃含 Cu 钢与空气接触生成 FeO＋2FeO· SiO2 氧化层Cu 呈液态富集在氧化层界面热加工 时造成裂纹；温度更高时（1300℃）Kajitani 等［16］ 发现氧化层有2FeO·SiO2 存在界面张力作用使液 态 Cu 被封闭在硅酸盐熔体中不与钢基体接触防 止表面裂纹；1000℃时富集相固态形式被封闭在 氧化层防止表面裂纹． As 熔点大约在800℃降低铜在γ中的溶解 度同时降低富集相熔点低于800℃致使熔融相向 晶界渗透破坏晶界连续性．国外资料表明砷对钢 的热脆性能影响相当于铜的1／4．因此砷和铜共存 时对形成表面裂纹影响特别明显． Sn 通过诱导 Cu 的热脆而增加表面裂纹［4］．Sn 还能够降低 Cu－Fe 合金的固相线温度在 Cu－Sn 二 元相图中含10％Sn 时固相线温度从1083℃降低 到835℃．实际中 Sn 含量的增加明显增加 Fe－Cu 系统中富集相的形成同时含 Cu、Sn 的钢更易于产 ·304· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷