·682· 北京科技大学学报 2005年第6期 图4(c),(d)是在铸坯中观察到的少量尺寸在 细化的作用十分明显， 50m以上的大粒子，该类粒子在数量和分布上 根据这一理论，比较传统工艺与CSP工艺的 同成品板中观察到的60nm以上的粒子差不多. 特点，对于TNTi(C,N)的析出行为可作如下分 与小于20nm小粒子的XEDS对比表明，小粒子 析.传统工艺中，采用厚坯，冷速较慢.一方面使 能谱中C(N)峰尖锐，而大粒子由于含N较高其 得T的偏析变得严重，造成局部区域TN的开始 XEDS谱上呈现出如图4（①所示的C与N的重叠 析出温度升高.另一方面，俦坯冷却过程中，冷速 峰.这一结果与成品板中的对比结果相同，可以 慢使得TN在动力学上具有析出条件，从而在较 断定大粒子是TN或含N较高的Ti(C,N).粒子在 高温度析出并容易长大至较大尺寸，甚至长成微 较高温度就已经析出长大，成品板中的大粒子 米级以上夹杂物，失去微合金化作用，另外，传 (>60nm)就是此类析出相长大的结果， 统工艺中铸坯还要经过再加热的过程.再加热 铸坯中小粒子数量远少于成品板中T(C,N) 时，已析出的TN要重新溶解和长大，但由于粒 数量，这些粒子不是成品板中粒子在均热前铸坯 子难以完全重溶，所以合金元素的固溶量受到限 里的原始形态，而是在实验连铸坯剪取下来之后 制.据报道，大于25nm的Ti的碳氮化物在 在冷却的过程中析出的.粒子在铸坯表面、1/4厚 1300℃以上才开始溶解，而且直到液态时才能完 度以及中心部位的数量依次增多，形状趋于完 全溶解，所以，传统工艺下铸坯在热变形前T的 整.造成这种分布和外形差异的原因是：在均热 固溶量不大，热变形中析出的细小沉淀相数量很 前的实际铸坯中，基本上没有20nm以下的这类 少.因此传统工艺下，加入微量的主要作用是 T(C,N)粒子的析出（相关分析见后面讨论）.铸坯 在铸坯中析出细小沉淀相，在铸坯凝固后和再加 在剪后水冷过程中，表面冷速很高，析出相没有 热过程中阻碍奥氏体的晶粒粗化.但粒子在再加 沉淀析出的动力学条件，所以观察不到析出相的 热过程中逐渐粗化，因此对热轧过程中再结晶奥 存在.但铸坯有一定厚度，从铸坯表面到中心冷 氏体的晶粒细化贡献不大， 速逐渐减慢，在1/4厚度处粒子已经可以沉淀析 但对于CSP工艺，情况就大不一样. 出并长大，但粒子不能长大充分.在铸坯中心部 Kunishige对微量Ti在热直轧工艺下作用的研究 分冷速更慢，粒子长大相对充分，从而粒子外形 表明，在传统工艺下1150℃再加热保温后有 棱角更加清晰， 80%的Ti留在了TN沉淀中，但在热直轧工艺下 2.3TNT(C,N)析出的热力学计算及讨论 T的固溶量在80%以上，这一数据指出CSP的热 TN/TiC在钢液(L)和奥氏体(y)中的溶解度与 直轧工艺下Ti在热轧前有高的固溶量.Kunishige 温度T的关系由下式给出川： 还指出，微Ti(0.01%~0.02%)钢在以大于36 lgI%Ti[%N)=-17040 6.40 ℃·min冷速冷却时，观察不到Ti沉淀相的析 T 1g%Til[6N,=-15790+5.40, 出.这证实和解释了本工作中均热前铸坯中没有 T 大量细小沉淀相析出的论断.因为CSP采用连铸 1g%Ti%CW=-70275. 薄坯，铸坯冷速很快，可达120℃·min',而传统 根据实验钢的成分（表1），可以得到TN和 厚坯工艺约仅为9℃·min1.CSP铸坯在1000℃ TC在液态和奥氏体析出温度的热力学计算结 高温直接进入均热炉，合金元素T的析出相没有 果，分别为TN为1363℃，TiN,为1404℃，TiC,为 先析出再部分重溶的过程，从而使得T在奥氏体 1044℃，显然，就钢中Ti,N元素的含量，达不到 中的固溶量大大提高，充分发挥了的合金潜 TN在液态析出的热力学条件.在平衡条件下， 力.这也就是粒子均热前析出很少而在均热和热 TN将在凝固后的高温区域析出，由于温度高，所 轧时大量析出的根本原因. 以形核率低且长大容易，因此析出粒子的数量少 综合以上分析可见，CSP工艺条件下Ti的碳 且尺寸粗大.但如果在动力学上抑制这一阶段的 氨化物析出主要集中在均热过程和其后前两道 沉淀行为，使粒子在后面的较低温阶段和热变形 次的热轧中.铸坯在均热炉1150-1050℃保温30 过程中析出，由于高的过饱和度和低的析出温 min过程中，Ti(C,N)开始大量形核并长大.随着 度，析出粒子将变得弥散细小化.由于在再结晶 进入热轧，大的变形量促使T(C,N)的析出加剧， 控制轧制时细小的(C,N)对阻碍再结晶奥氏体 析出粒子长大至2030nm左右逐渐稳定. 晶粒的长大极为有效，所以钢中微量T对晶粒韶 北 京 科 技 大 学 学 报 年 第 期 图 ， 是在铸坯 中观 察到 的少 量 尺 寸 在 以上 的大粒 子 ， 该类 粒 子 在 数 量 和 分布 上 同成 品板 中观 察到 的 以上 的粒 子 差 不 多 与 小于 小粒 子 的 对 比表 明 ， 小粒 子 能谱 中 峰尖 锐 ， 而 大粒 子 由于 含 较 高 其 谱上 呈现 出如 图 力所示 的 与 的重 叠 峰 ， 这 一 结 果 与成 品板 中 的对 比结果 相 同 ， 可 以 断 定 大 粒子 是 或 含 较 高 的 ， 粒 子 在 较 高温 度 就 已 经 析 出长 大 ， 成 品板 中 的大 粒 子 就 是 此 类 析 出相 长 大 的结 果 铸 坯 中小粒 子数量 远 少 于 成 品板 中 ， 数量 ， 这些粒 子不是成 品板 中粒 子在均 热前铸坯 里 的原始 形 态 ， 而 是在实验 连铸 坯剪取 下 来 之 后 在 冷 却 的过程 中析 出 的 粒 子在 铸 坯表 面 、 厚 度 以及 中心 部 位 的 数量 依 次增 多 ， 形 状 趋 于 完 整 造 成 这 种 分布和 外形 差异 的原 因是 在 均 热 前 的实 际铸 坯 中 ， 基本 上 没 有 以下 的这类 ， 粒 子 的析 出 相关分析见 后 面 讨论 铸坯 在 剪 后 水冷 过 程 中 ， 表 面 冷速 很 高 ， 析 出相 没 有 沉 淀 析 出的动 力 学条件 ， 所 以观 察 不 到析 出相 的 存在 但铸 坯 有 一 定厚度 ， 从铸 坯表 面 到 中心 冷 速 逐 渐减 慢 ， 在 厚度 处 粒 子 己经 可 以沉 淀 析 出并 长 大 ， 但 粒 子 不能长 大 充 分 在铸 坯 中心 部 分冷速 更慢 ， 粒 子 长大 相 对 充 分 ， 从 而 粒 子 外 形 棱 角 更 加 清 晰 刃 竹 ， 析 出的 热 力 学计 算 及 讨 论 肠 厂 在钢 液 和 奥 氏体 中的溶解度 与 温 度 的关 系 由下 式给 出伟， 【 一 〕 ， 一 ， 一 ， 一︸ 一 门了， 一、︸仆︸了丹 根据 实验 钢 的成分 表 ， 可 以得 到 石 和 在 液 态 和 奥 氏 体析 出温 度 的热 力 学 计 算 结 果 ， 分 别 为 肠 为 ” ℃ ， 肠 丫为 ℃ ， ，为 ℃ 显 然 ， 就钢 中 ， 元 素 的含 量 ， 达 不 到 石 在液态 析 出的热力 学 条件 在平 衡条件 下 ， 石 将在凝 固后 的高温区域析 出 ， 由于温度 高 ， 所 以形核率低 且 长 大容易 ， 因此 析 出粒 子 的数 量 少 且 尺 寸粗大 但 如 果 在动 力学上 抑制这 一 阶段 的 沉 淀行 为 ， 使粒 子在 后面 的较低温 阶段 和 热 变 形 过 程 中析 出 ， 由于 高的过 饱 和 度 和 低 的析 出温 度 ， 析 出粒 子将 变得弥散细 小化 由于 在 再 结 晶 控 制 轧 制 时 细 小 的 毛 ， 对 阻碍 再 结 晶 奥 氏 体 晶粒 的 长大 极 为 有效‘习， 所 以钢 中微 量 对 晶粒 细 化 的作 用 十 分 明显 根 据 这 一 理 论 ， 比较 传 统 工 艺 与 工 艺 的 特 点 ， 对 于 爪 ， 的析 出行 为可 作 如 下 分 析 传 统 工 艺 中 ， 采 用 厚坯 ， 冷速 较 慢 一方 面使 得 的偏 析 变得严 重 ， 造 成 局 部 区 域 的开 始 析 出温度升 高 另一 方面 ， 铸坯 冷 却过程 中 ， 冷速 慢 使得 在 动 力 学上 具 有析 出条件 ， 从 而 在 较 高温度 析 出并容 易 长 大至 较 大尺 寸 ， 甚至 长成 微 米 级 以上 夹杂 物 ，，， 失 去微 合 金 化 作用 另外 ， 传 统 工 艺 中铸 坯 还 要 经 过 再 加 热 的过 程 再 加 热 时 ， 己 析 出 的 要 重 新 溶 解 和 长 大 ， 但 由于 粒 子难 以完全 重溶 ， 所 以合金元 素 的固溶量受 到 限 制 据 报 道 ‘ ， 大 于 的 的碳 氮 化 物 在 ℃ 以上才 开 始 溶解 ， 而 且 直 到液态 时才 能完 全 溶解 所 以 ， 传 统 工 艺 下 铸 坯 在 热变形 前 的 固溶 量 不大 ， 热变形 中析 出的细 小沉淀 相 数量 很 少 因此传 统 工 艺下 ， 加 入 微 量 的主 要 作用 是 在铸坯 中析 出细 小沉淀 相 ， 在铸坯凝 固后和 再加 热 过程 中阻碍奥 氏体 的晶粒 粗化 但粒 子在 再 加 热 过程 中逐 渐粗 化 ， 因此对热 轧过程 中再 结 晶奥 氏体 的 晶粒 细化 贡 献 不 大 但 对 于 工 艺 ， 情 况 就 大 不 一 样 对 微 量 在 热 直 轧 工 艺 下作用 的研 究 表 明 ‘川 ， 在 传 统 工 艺 下 ℃ 再 加热保 温 后 有 的 留在 了 沉 淀 中 ， 但 在 热直 轧 工 艺下 的 固溶 量 在 以上 ， 这 一 数据 指 出 的热 直 轧 工 艺下 在 热 轧 前有 高的 固溶量 画 还 指 出 ， 微 一 钢 在 以 大 于 ℃ · 一 ，冷 速 冷 却 时 ， 观 察 不 到 沉 淀 相 的析 出 这 证 实和解释 了本工 作 中均热 前铸坯 中没 有 大量 细 小沉 淀 相 析 出的论 断 因为 采用 连铸 薄 坯 ， 铸坯冷 速 很 快 ， 可 达 ℃ · 触 一 ，， 而 传 统 厚 坯 工 艺约仅 为 ℃ · 一 ‘ 〔川 铸坯在 ℃ 高温 直接进 入 均热 炉 ， 合 金 元 素 的析 出相 没有 先 析 出再 部分 重 溶 的过程 ， 从 而使得 在 奥 氏体 中 的 固溶 量 大 大 提 高 ， 充 分 发挥 了 的合 金 潜 力 这 也就 是粒 子均热 前析 出很少 而在均 热和 热 轧 时大量 析 出 的根 本 原 因 综 合 以上 分 析 可 见 ， 工 艺条件下 的碳 氮 化 物 析 出主 要 集 中在 均 热 过 程 和其后 前 两 道 次 的热 轧 中 铸坯 在 均 热 炉 巧小 ℃ 保温 过 程 中 ， ， 开 始 大 量 形 核并长 大 随着 进 入热 轧 ， 大 的变 形 量 促使 ， 的析 出 加剧 ， 析 出粒 子长 大 至 一 左 右 逐渐稳定