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第3期 李菊艳等：攀钢板坯连铸机不同断面铸坯角部横裂纹分析 ,299. 为750761782810和844℃.通过Andrew方 提高铸坯表层基体热塑性来控制角部横裂纹的产 程)，计算该钢种平衡铁素体转变温度A为 生，并得到了成功应用，因此为了解决攀钢1板坯 839℃，并将其标于图4中. 连铸机同一喷嘴布置方式浇注不同断面尺寸铸坯时 从图4中可以看出，对于11601080和 中间断面尺寸铸坯易产生角部横裂纹的问题，提出 1250mm断面尺寸铸坯，较强的冷却使角部温度较 采用控制铸坯表层微观组织的方法来控制中间断面 早低于A3温度，而对于1300mm断面尺寸的铸坯， 铸坯角部横裂纹的产生， 矫直前角部温度主要处于奥氏体区，1000mm断面 通过重熔凝固实验，模拟得到适合攀钢1铸机 铸坯的角部温度处于前两者之间，铁素体组织转变 表层微观组织控制的二冷模式，如图5所示、与原 属于扩散型相变，铁素体晶粒的长大是一个形核、长 二冷模式相比，优化后的二冷模式增加铸坯在区、 大的过程，铁素体转变需要一定的过冷度才能进 Ⅱ区冷却水量，使铸坯出结晶后角部温度迅速降低 行0.对于1160,1080和1250mm断面尺寸铸坯， 到720℃左右，促使铁素体在奥氏体晶界和晶内快 矫直时铸坯角部温度已低于平衡铁素体转变温度约 速析出，消除沿奥氏体晶界析出的先共析铁素体膜， 100℃，冷却过程中有足够的过冷度和孕育时间沿 同时随冷却速度的提高，钢中微合金元素碳氨化物 奥氏体晶界形成大量膜状先共析铁素体，铁素体相 来不及迁移到奥氏体晶界便原位析出或固溶在奥氏 具有良好的塑性，但硬度较低，约为奥氏体相的14 体晶内，消除了沿奥氏体晶界呈链状分布的析出物， 矫直时奥氏体与铁素体两相受力不均匀，应力主要 然后在Ⅲ区、Ⅳ区减少冷却水量，让铸坯表面温度回 集中在膜状先共析铁素体相上，因此容易沿奥氏体 温到约880℃附近，进行矫直.该种冷却方式使铸 晶界形成角部横裂纹，对于1300mm断面尺寸铸 坯表层组织的热塑性得到改善，诚轻了铸坯裂纹敏 坯，矫直前角部温度主要处于奥氏体单相区，因此矫 感性，控制了铸坯角部横裂纹的产生 直时未沿奥氏体晶界形成膜状铁素体，降低了铸坯 …原冷模式 的裂纹敏感性，对于1000mm断面尺寸的铸坯，矫 100 一优化后“冷模式 直时角部温度低于平衡铁素体转变温度30℃左右， g00 矫直点 可能已发生奥氏体向铁素体的转变，铁素体晶粒 在奥氏体晶界形核、长大，但未连成膜状或未沿奥 800 氏体晶界连接成网，因此裂纹敏感性高于1300mm 断面的铸坯，而较1160mm断面铸坯的裂纹发生 700 46 810 2 率低 距离结品器下口距离m 1一200mm×1300mm 图5不同二冷模式表面温度曲线 2200mm×1000mm Ⅱ区出口 3-200mm×1250mm Fig 5 Surface temnpemture curves of slbs w ith different 4-200mm×1080mam 5-200mm×】160mm secondary cooling pattems 910 矫直点 IA. 攀钢1铸机为两机两流，以一流为对比流，采 800 用原二冷模式冷却，以二流为实验流，采用优化后的 二冷模式冷却.实验在角部横裂纹发生率相对较高 2 468101214 距离结品器下口距离m 的1250mm断面铸坯上进行，实验钢种为Q345B 拉速恒定为1.0mmin,实验后对俦坯取样进行 图4不同断面铸坯角部冷却曲线仿真计算结果 热酸洗并切取铸坯角部试样进行金相观察，得到的 Fig 4 Numerical siulation mesult of cooling temperature curves at the comer of slabs w ith different dimensions 结果如图6和图7所示，从图6(a)可以看出，采用 原二冷模式冷却时，铸坯角部存在角部横裂纹，伴随 3.4攀钢1板坯连铸机二冷优化方案及应用 有少量微裂纹，如图中白色圆圈所示，从图6(b)可 攀钢板坯角部横裂纹出现于中间断面铸坯内弧 以看出，采用优化后的二冷模式冷却时，实验流铸坯 角部，由于喷水宽度固定，因此采用以往改变铸坯角 角部没有出现任何裂纹，从图7(a)的金相观察结 部温度来避开钢的脆性温度区山的方法很难保证 果可以看出，原二冷模式下，铸坯角部铁素体晶粒粗 各个断面铸坯角部质量要求，且改造困难，投资大， 大，沿奥氏体晶界存在膜状先共析铁素体，如图中白 最近日本Kao等[2]通过控制铸坯表层组织结构、 色箭头所示.从图7(b)可以看出，采用优化后的二第 3期 李菊艳等： 攀钢板坯连铸机不同断面铸坯角部横裂纹分析 为 750、761、782、810和 844℃．通过 Ａｎｄｒｅｗ方 程 ［9］计 算 该 钢 种 平 衡 铁 素 体 转 变 温 度 Ａ3 为 839℃并将其标于图 4中． 从图 4中 可 以 看 出对 于 1160、1080和 1250ｍｍ断面尺寸铸坯较强的冷却使角部温度较 早低于 Ａ3温度而对于 1300ｍｍ断面尺寸的铸坯 矫直前角部温度主要处于奥氏体区1000ｍｍ断面 铸坯的角部温度处于前两者之间．铁素体组织转变 属于扩散型相变铁素体晶粒的长大是一个形核、长 大的过程铁素体转变需要一定的过冷度才能进 行 ［10］．对于 1160、1080和 1250ｍｍ断面尺寸铸坯 矫直时铸坯角部温度已低于平衡铁素体转变温度约 100℃冷却过程中有足够的过冷度和孕育时间沿 奥氏体晶界形成大量膜状先共析铁素体铁素体相 具有良好的塑性但硬度较低约为奥氏体相的 1／4． 矫直时奥氏体与铁素体两相受力不均匀应力主要 集中在膜状先共析铁素体相上因此容易沿奥氏体 晶界形成角部横裂纹．对于 1300ｍｍ断面尺寸铸 坯矫直前角部温度主要处于奥氏体单相区因此矫 直时未沿奥氏体晶界形成膜状铁素体降低了铸坯 的裂纹敏感性．对于 1000ｍｍ断面尺寸的铸坯矫 直时角部温度低于平衡铁素体转变温度 30℃左右 可能已发生奥氏体向铁素体的转变铁素体晶粒 在奥氏体晶界形核、长大但未连成膜状或未沿奥 氏体晶界连接成网因此裂纹敏感性高于 1300ｍｍ 断面的铸坯而较 1160ｍｍ断面铸坯的裂纹发生 率低． 图 4 不同断面铸坯角部冷却曲线仿真计算结果 Ｆｉｇ．4 Ｎｕｍｅｒｉｃａｌｓｉｍｕｌａｔｉｏｎｒｅｓｕｌｔｏｆｃｏｏｌｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｃｕｒｖｅｓａｔｔｈｅｃｏｒｎｅｒｏｆｓｌａｂｓｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔｄｉｍｅｎｓｉｏｎｓ 3∙4 攀钢 1 ＃板坯连铸机二冷优化方案及应用 攀钢板坯角部横裂纹出现于中间断面铸坯内弧 角部由于喷水宽度固定因此采用以往改变铸坯角 部温度来避开钢的脆性温度区 ［11］的方法很难保证 各个断面铸坯角部质量要求且改造困难投资大． 最近日本 Ｋａｔｏ等 ［12］通过控制铸坯表层组织结构、 提高铸坯表层基体热塑性来控制角部横裂纹的产 生并得到了成功应用．因此为了解决攀钢 1 ＃板坯 连铸机同一喷嘴布置方式浇注不同断面尺寸铸坯时 中间断面尺寸铸坯易产生角部横裂纹的问题提出 采用控制铸坯表层微观组织的方法来控制中间断面 铸坯角部横裂纹的产生． 通过重熔凝固实验模拟得到适合攀钢 1 ＃铸机 表层微观组织控制的二冷模式如图 5所示．与原 二冷模式相比优化后的二冷模式增加铸坯在 Ｉ区、 Ⅱ区冷却水量使铸坯出结晶后角部温度迅速降低 到 720℃左右促使铁素体在奥氏体晶界和晶内快 速析出消除沿奥氏体晶界析出的先共析铁素体膜 同时随冷却速度的提高钢中微合金元素碳氮化物 来不及迁移到奥氏体晶界便原位析出或固溶在奥氏 体晶内消除了沿奥氏体晶界呈链状分布的析出物 然后在Ⅲ区、Ⅳ区减少冷却水量让铸坯表面温度回 温到约 880℃附近进行矫直．该种冷却方式使铸 坯表层组织的热塑性得到改善减轻了铸坯裂纹敏 感性控制了铸坯角部横裂纹的产生． 图 5 不同二冷模式表面温度曲线 Ｆｉｇ．5 Ｓｕｒｆａｃｅｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｃｕｒｖｅｓｏｆｓｌａｂｓｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｓｅｃｏｎｄａｒｙｃｏｏｌｉｎｇｐａｔｔｅｒｎｓ 攀钢 1 ＃铸机为两机两流以一流为对比流采 用原二冷模式冷却以二流为实验流采用优化后的 二冷模式冷却．实验在角部横裂纹发生率相对较高 的 1250ｍｍ断面铸坯上进行实验钢种为 Ｑ345Ｂ 拉速恒定为 1∙0ｍ·ｍｉｎ －1．实验后对铸坯取样进行 热酸洗并切取铸坯角部试样进行金相观察得到的 结果如图 6和图 7所示．从图 6（ａ）可以看出采用 原二冷模式冷却时铸坯角部存在角部横裂纹伴随 有少量微裂纹如图中白色圆圈所示．从图 6（ｂ）可 以看出采用优化后的二冷模式冷却时实验流铸坯 角部没有出现任何裂纹．从图 7（ａ）的金相观察结 果可以看出原二冷模式下铸坯角部铁素体晶粒粗 大沿奥氏体晶界存在膜状先共析铁素体如图中白 色箭头所示．从图 7（ｂ）可以看出采用优化后的二 ·299·