。1118 北京科技大学学报 第31卷 由图3可见，工厂缓冷模式下冷却速度：约为 结品器冷却 2.5℃·s,铸坯一直处于缓冷状态，因此回温不明 显.进入弯曲段时铸坯表面温度处于800~900℃ 弯曲点 低塑性☒，弯曲时易产生裂纹.在强冷模式下，铸 置 坯被迅速冷却到A3相变温度区以下，冷却速度v 约为10℃·s.铸坯在垂直段的冷却强度大，表面 垂直段冷却 回温明显，但由于前期温降过大，回温温度不高，铸 坯运行至弯曲段时，虽然铸坯的塑性得以回升，但由 时间./s 于铸坯表面温度低于700℃，弯曲力相应增大，对设 图2三种冷却模式示意图 备的磨损加重，热损耗大 Fig.2 Schematic diagram of three cooling patterns 本文结合上述实验及前人的经验，探索了一种 新的二冷模式即控制冷却模式：在控冷模式下，垂直 本实验钢种成分如表1所示.该钢种的液相线 段上部的温度控制在75s内从出结晶器温度 温度通过经验公式7计算为1493℃A3温度通过 1200℃下降到约800℃冷却速度v。约为5℃· 经验公式8计算为821℃，实验模拟拉速为 s1,然后在50s内回温到1000℃附近，接下来以工 0.8mmin.通过热电偶测温计算得到不同冷却 厂实际冷却方式冷却.实验得到的冷却曲线如图中 模式的冷却速度，对热电偶测试的钢锭角部位置离 虚线所示.在该冷却方式下，铸坯进入弯曲段时，铸 表面5mm处进行取样，通过金相显微镜、扫描电镜 坯皮下5mm处温度为950~1000℃脱离脆性温 及能谱分析仪观察分析其微观组织形貌， 度区，铸坯延塑性好不易产生裂纹10 表1实验所用钢种的化学成分（质量分数） 2.2冷却速度对铸坯表层微观组织影响 Table I Chemical composition of the tested steel 对实验铸锭取样，制作成金相试样，用4%硝 C Mn Ni Nb Al Ti N 酸-乙醇溶液进行腐蚀20s,利用金相显微镜、扫描 014461.4701100270.026001300044 电镜与能谱仪进行微观组织分析，三次实验的铸坯 表层组织如图4所示. 2实验结果及分析 由试样金相组织可知：在强冷却模式下，铸坯的 组织为团絮状托氏体，如图4(a)所示：在控制冷却 21冷却模式对铸坯表面温度的影响 模式下，铸坯的组织为铁素体和珠光体，铁素体晶粒 实验测得的距铸锭表面5mm处温度如图3所 较细小，尺寸为2~200m,如图4(b)所示：在工厂 示.0~60s是模拟结晶器内冷却：在强冷模式与控 缓冷模式下，铸坯组织表现为铁素体与珠光体，其晶 冷模式实验中，60~135s模拟二冷垂直段冷却前半 粒明显比控冷模式的粗大，尺寸为5~600m,如 部分，后半部分50s不冷却以使铸坯回温：当铸坯冷 图4(c)所示.同时，由于冷却强度小，先共析铁素体 却到约250s时进入弯曲段. 沿奥氏体晶界析出，并呈膜状分布，如图4(c)中白 1400 色箭头所指.图4()是现场铸坯试样组织结构，与 1200 图4()工厂缓冷模式模拟得到的组织十分相似，表 明实验模拟结果与工厂吻合， 1000- 在控冷模式下，图5(a)左边为冷却面，铸锭表 800 层5~8mm形成了一层均匀的细小晶粒，该层组织 无明显的原奥氏体晶界，而远离冷却面的部分与 600 图5(6)的缓冷组织相似，逐渐在原奥氏体晶界产生 50 100150200250 300 膜状先共析铁素体，如图中箭头所示.这些先共析 时间.s 铁素体连成网状，阻隔了基体的连续性，降低了钢的 图3不同冷却模式的铸坯表面5mm处温度曲线 塑性.同时由于高温下，铁素体的强度远低于奥氏 Fig.3 Temperature curves of ingots at 5 mm inside to the surface 体，在弯曲或矫直时，应力集中在膜状先共析铁素体 with different cooing patterns 上，容易产生裂纹.图 2 三种冷却模式示意图 Fig.2 Schemati c diagram of th ree cooling patt erns 本实验钢种成分如表 1 所示.该钢种的液相线 温度通过经验公式[ 7] 计算为 1 493 ℃,A3 温度通过 经验 公 式[ 8] 计 算 为 821 ℃, 实 验 模 拟 拉 速 为 0.8 m·min -1 .通过热电偶测温计算得到不同冷却 模式的冷却速度 ,对热电偶测试的钢锭角部位置离 表面5 mm处进行取样 , 通过金相显微镜 、扫描电镜 及能谱分析仪观察分析其微观组织形貌 . 表 1 实验所用钢种的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested steel % C M n Ni Nb Al Ti N 0.144 6 1.47 0.11 0.027 0.026 0.013 0.004 4 2 实验结果及分析 2.1 冷却模式对铸坯表面温度的影响 实验测得的距铸锭表面 5 mm 处温度如图 3 所 示.0 ～ 60 s 是模拟结晶器内冷却;在强冷模式与控 冷模式实验中, 60 ～ 135 s 模拟二冷垂直段冷却前半 部分 ,后半部分 50 s 不冷却以使铸坯回温;当铸坯冷 却到约 250 s 时进入弯曲段. 图3 不同冷却模式的铸坯表面 5 mm 处温度曲线 Fig.3 Temperature curves of ingots at 5 mm inside t o the surf ace with different cooling patterns 由图 3 可见, 工厂缓冷模式下冷却速度 v f 约为 2.5 ℃·s -1 ,铸坯一直处于缓冷状态, 因此回温不明 显 .进入弯曲段时铸坯表面温度处于 800 ～ 900 ℃ 低塑性区[ 9] ,弯曲时易产生裂纹 .在强冷模式下 ,铸 坯被迅速冷却到 A3 相变温度区以下, 冷却速度 v s 约为 10 ℃·s -1 .铸坯在垂直段的冷却强度大 ,表面 回温明显,但由于前期温降过大 , 回温温度不高, 铸 坯运行至弯曲段时 ,虽然铸坯的塑性得以回升, 但由 于铸坯表面温度低于 700 ℃,弯曲力相应增大, 对设 备的磨损加重,热损耗大. 本文结合上述实验及前人的经验, 探索了一种 新的二冷模式即控制冷却模式:在控冷模式下, 垂直 段上 部的温度控 制在 75 s 内从出结 晶器温度 1 200 ℃下降到约 800 ℃, 冷却速度 v c 约为 5 ℃· s -1 ,然后在 50 s 内回温到 1 000 ℃附近, 接下来以工 厂实际冷却方式冷却.实验得到的冷却曲线如图中 虚线所示 .在该冷却方式下 ,铸坯进入弯曲段时 ,铸 坯皮下 5 mm 处温度为 950 ～ 1 000 ℃,脱离脆性温 度区,铸坯延塑性好,不易产生裂纹[ 9-10] . 2.2 冷却速度对铸坯表层微观组织影响 对实验铸锭取样 , 制作成金相试样 , 用 4 %硝 酸-乙醇溶液进行腐蚀20 s, 利用金相显微镜、扫描 电镜与能谱仪进行微观组织分析, 三次实验的铸坯 表层组织如图 4 所示. 由试样金相组织可知:在强冷却模式下,铸坯的 组织为团絮状托氏体, 如图 4(a)所示;在控制冷却 模式下 ,铸坯的组织为铁素体和珠光体,铁素体晶粒 较细小, 尺寸为 2 ～ 200 μm ,如图 4(b)所示 ;在工厂 缓冷模式下 ,铸坯组织表现为铁素体与珠光体, 其晶 粒明显比控冷模式的粗大, 尺寸为 5 ～ 600 μm , 如 图 4(c)所示.同时 ,由于冷却强度小, 先共析铁素体 沿奥氏体晶界析出 ,并呈膜状分布, 如图 4(c)中白 色箭头所指 .图 4(d)是现场铸坯试样组织结构, 与 图 4(c)工厂缓冷模式模拟得到的组织十分相似 ,表 明实验模拟结果与工厂吻合 . 在控冷模式下, 图 5(a)左边为冷却面, 铸锭表 层 5 ～ 8 mm 形成了一层均匀的细小晶粒, 该层组织 无明显的原奥氏体晶界 , 而远离冷却面的部分与 图 5(b)的缓冷组织相似 ,逐渐在原奥氏体晶界产生 膜状先共析铁素体 , 如图中箭头所示.这些先共析 铁素体连成网状, 阻隔了基体的连续性,降低了钢的 塑性 .同时由于高温下 , 铁素体的强度远低于奥氏 体 ,在弯曲或矫直时,应力集中在膜状先共析铁素体 上 ,容易产生裂纹 . · 1118 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷