·896 北京科技大学学报 第34卷 (C,N)夹杂物.这两种夹杂物都是在钢液凝固过程 的浓化钢液，钢液中由于偏析含有大量残余的C、S, 中析出形成的 但是缺少能够中和S的足量Mn. 600 观察图5可知，裂纹表面是高低不平的凝固的 400 液膜和金属液滴，表明该位置在裂纹开裂时处于液 Mn 200 态，开裂后钢液补充量不足.这是由于溶质元素在 Mn 0 凝固过程中不断富集，尤其是C的富集，降低了钢 5 gm 0 液凝固点，使钢的第I脆性温度区向低温区移动；S 能量keV 800 的富集形成低熔点的FeS,降低晶界强度，促进晶界 (d) T 滑移，降低钢的延塑性).当外加应力总和超过铸 400 坯的临界应力时，铸坯在凝固前沿的一次枝晶间隙 200 Nb 液膜破裂，表现为柱状晶末端开裂，方向垂直于内弧 10m 0 0 6 面.粗大等轴晶区的一次枝晶间隙液膜在己经形成 能量hcV 的裂纹和凝固收缩应力的作用下持续破裂，表现为 图8中心位置夹杂物.(a)硫化物：(b)硫化物能谐：(c)氮 裂纹沿着裂纹起始方向，在一次枝晶间隙展开，这样不 碳化物：(d)氮碳化物能谱 停地循环直至凝固完成，最终形成严重的中心裂纹. Fig.8 Inclusions at the central position:(a)sulfides:(b)corre- sponding EDS spectrum of Fig.(a):(c)nitrides/carbides:(d)cor- 4结论 responding EDS spectrum of Fig.(c) (1)连铸方坯冷却速率过低是引起的C、S偏 3 讨论 析的主要原因：严重的C、S偏析是导致中心裂纹产 生的主要原因.中心裂纹起始于柱状晶末端，贯穿 通过对铸坯中心位置的宏观以及微观分析，可 粗大等轴晶区，沿一次枝晶晶界展开：开裂方式为沿 以发现偏析是裂纹产生的主要原因，冷却速率过低 晶开裂，开裂时期处于液相. 是引起偏析的主要原因.在凝固阶段，由于冷却速 (2)中心位置存在两种晶界偏析，未开裂晶界 率过低，枝晶生长速率较缓，二次枝晶间隙大，枝晶 处的偏析是固液两相区形成的MS夹杂物析出引 间形成较大的“通道”；同时由于冷却速率过低，固 起的，而开裂晶界出的偏析是低熔点的浓化钢液聚 液界面的溶质元素较平衡分配，被不断推向液相区， 集引起的 逐渐形成凝固点较低的浓化钢液，而这些浓化钢液 (3)中心位置形成了异常粗大(Mn,Fe)S夹杂 可以轻松地通过枝晶间“通道”流向铸坯中心.浓化 物和Ti-Nb-V(C,N)夹杂物，未达到非调质钢质量 钢液随着凝固的进行集中到铸坯中心位置，没有空 要求 间继续流动，其中的溶质元素便随着固相的增加，大 部分以夹杂物的形式在晶界处析出，过高的溶质含 参考文献 量和过低的冷却速率，提供了析出类夹杂物充分形 成与生长的条件，可以解释该位置发现的异常粗大 ] Brimacombe J K.Empowerment with knowledge:toward the intel- ligent mold for the continuous casting of steel billets.Metall Trans 的(Mn,Fe)S夹杂物和Ti-Nb-V(C,N)夹杂物. B,1993,24(6):917 比较图6(a)和(b)可以发现中心位置晶界处 2] Brimacombe J K,Sorimachi K.Crack formation in the continuous 的溶质元素不尽相同，未开裂晶界处存在S、Mn偏 casting of steel.Metall Trans B,1977,8(2):489 析而开裂晶界处存在C、S偏析，这是因为两种晶界 B] Cai KK.Cast and Solidification.Beijing:Metallurgical Industry Press,1987 的形成时间不同.观察图7可知未开裂晶界处的S、 (蔡开科.浇注与凝固.北京：治金工业出版社，1987) Mn偏析为MnsS夹杂物，钢液在凝固过程中，晶间残 4] Jiang L H,Tian N Y.Study of centerline segregation in spring 余液相中的S、M逐渐过饱和在固液两相区析出形 steel bloom.Iron Steel,2010,45 (1)43 成MnS夹杂物☒，形状呈不规则块状，尺寸较大， (蒋丽红，田乃媛.弹簧钢连铸坯中心偏析的研究.钢铁， 未达到非调质钢要求，但是形成的MnS改善了S的 2010,45(1):43) 5] Ishikawa F,Takahashi T,Ochi T.Intragranular ferrite nucleation 晶界脆性；而开裂晶界处的C、S偏析为浓化钢液聚 in medium-carbon vanadium steels.Metall Mater Trans A,1994, 集所致，钢液在凝固过程中收缩，需要钢液补充，柱 25(5):929 状晶品末端位置间隙较大，这时候只存在凝固点较低 6 Yuan X Q,Liu Z Y,Jiao S H,et al.The onset temperatures of y北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 ( C，N) 夹杂物． 这两种夹杂物都是在钢液凝固过程 中析出形成的． 图 8 中心位置夹杂物． ( a) 硫化物; ( b) 硫化物能谱; ( c) 氮 碳化物; ( d) 氮碳化物能谱 Fig． 8 Inclusions at the central position: ( a) sulfides; ( b) corre￾sponding EDS spectrum of Fig． ( a) ; ( c) nitrides/carbides; ( d) cor￾responding EDS spectrum of Fig． ( c) 3 讨论 通过对铸坯中心位置的宏观以及微观分析，可 以发现偏析是裂纹产生的主要原因，冷却速率过低 是引起偏析的主要原因． 在凝固阶段，由于冷却速 率过低，枝晶生长速率较缓，二次枝晶间隙大，枝晶 间形成较大的“通道”; 同时由于冷却速率过低，固 液界面的溶质元素较平衡分配，被不断推向液相区， 逐渐形成凝固点较低的浓化钢液，而这些浓化钢液 可以轻松地通过枝晶间“通道”流向铸坯中心． 浓化 钢液随着凝固的进行集中到铸坯中心位置，没有空 间继续流动，其中的溶质元素便随着固相的增加，大 部分以夹杂物的形式在晶界处析出，过高的溶质含 量和过低的冷却速率，提供了析出类夹杂物充分形 成与生长的条件，可以解释该位置发现的异常粗大 的( Mn，Fe) S 夹杂物和 Ti--Nb--V( C，N) 夹杂物． 比较图 6( a) 和( b) 可以发现中心位置晶界处 的溶质元素不尽相同，未开裂晶界处存在 S、Mn 偏 析而开裂晶界处存在 C、S 偏析，这是因为两种晶界 的形成时间不同． 观察图 7 可知未开裂晶界处的 S、 Mn 偏析为 MnS 夹杂物，钢液在凝固过程中，晶间残 余液相中的 S、Mn 逐渐过饱和在固液两相区析出形 成 MnS 夹杂物［12］，形状呈不规则块状，尺寸较大， 未达到非调质钢要求，但是形成的 MnS 改善了 S 的 晶界脆性; 而开裂晶界处的 C、S 偏析为浓化钢液聚 集所致，钢液在凝固过程中收缩，需要钢液补充，柱 状晶末端位置间隙较大，这时候只存在凝固点较低 的浓化钢液，钢液中由于偏析含有大量残余的 C、S， 但是缺少能够中和 S 的足量 Mn． 观察图 5 可知，裂纹表面是高低不平的凝固的 液膜和金属液滴，表明该位置在裂纹开裂时处于液 态，开裂后钢液补充量不足． 这是由于溶质元素在 凝固过程中不断富集，尤其是 C 的富集，降低了钢 液凝固点，使钢的第Ⅰ脆性温度区向低温区移动; S 的富集形成低熔点的 FeS，降低晶界强度，促进晶界 滑移，降低钢的延塑性［13］． 当外加应力总和超过铸 坯的临界应力时，铸坯在凝固前沿的一次枝晶间隙 液膜破裂，表现为柱状晶末端开裂，方向垂直于内弧 面． 粗大等轴晶区的一次枝晶间隙液膜在已经形成 的裂纹和凝固收缩应力的作用下持续破裂，表现为 裂纹沿着裂纹起始方向，在一次枝晶间隙展开，这样不 停地循环直至凝固完成，最终形成严重的中心裂纹． 4 结论 ( 1) 连铸方坯冷却速率过低是引起的 C、S 偏 析的主要原因; 严重的 C、S 偏析是导致中心裂纹产 生的主要原因． 中心裂纹起始于柱状晶末端，贯穿 粗大等轴晶区，沿一次枝晶晶界展开; 开裂方式为沿 晶开裂，开裂时期处于液相． ( 2) 中心位置存在两种晶界偏析，未开裂晶界 处的偏析是固液两相区形成的 MnS 夹杂物析出引 起的，而开裂晶界出的偏析是低熔点的浓化钢液聚 集引起的． ( 3) 中心位置形成了异常粗大( Mn，Fe) S 夹杂 物和 Ti--Nb--V( C，N) 夹杂物，未达到非调质钢质量 要求． 参 考 文 献 ［1］ Brimacombe J K． Empowerment with knowledge: toward the intel￾ligent mold for the continuous casting of steel billets． Metall Trans B，1993，24( 6) : 917 ［2］ Brimacombe J K，Sorimachi K． Crack formation in the continuous casting of steel． Metall Trans B，1977，8( 2) : 489 ［3］ Cai K K． Cast and Solidification． Beijing: Metallurgical Industry Press，1987 ( 蔡开科． 浇注与凝固． 北京: 冶金工业出版社，1987) ［4］ Jiang L H，Tian N Y． Study of centerline segregation in spring steel bloom． Iron Steel，2010，45( 1) : 43 ( 蒋丽红，田乃媛． 弹簧钢连铸坯中心偏析的研究． 钢 铁， 2010，45( 1) : 43) ［5］ Ishikawa F，Takahashi T，Ochi T． Intragranular ferrite nucleation in medium-carbon vanadium steels． Metall Mater Trans A，1994， 25( 5) : 929 ［6］ Yuan X Q，Liu Z Y，Jiao S H，et al． The onset temperatures of γ ·896·