1668 工程科学学报，第43卷，第12期 100 900℃ 850℃ A32 % ·-Q345EN 60 三40 20 100nm 100nm 0 图5不同温度铸坯试样的析出物 60070080090010001100120013001400 Fig.5 Precipitates at different temperature Temperture/C 图3微合金钢A32和Q345EN的RA变化结果 140 Fig.3 Results of RA of A32Q345EN 110 图4是铸坯表面冷却速率实测与模型计算结果， 90 现场实际测量了铸坯矫直前后边部（距角部 80 N 50mm)的温度，同时采用数学模型对铸坯边部（距 50 角部50、150和500mm)温度进行了计算，确定冷 Nb Cu 却速率约为2.5℃min,通过取Q345EN铸坯试 20 1 Nb 10 u 样10mm×10mm,在马弗炉里加热保温5min,然 01234567891011121314151617181920 后以2.5℃min降温到各个温度进行析出物检 Energy/keV 测.析出物采用萃取复型方法检测，对铸坯在各个 图6试样900℃时析出物的成分 温度的析出物进行了分析，由图5、图6可知，可以 Fig.6 Composition of precipitates at 900 C 看出900℃时，析出物尺寸较大，主要组成为铌、 区，先共析铁素体在原奥氏体晶界析出，形成铁素 钛的碳、氨化物，随后温度降低，850℃时析出物 体膜，此温度区间铁素体强度大约是奥氏体强度 尺寸小于900℃时析出物尺寸 的1/48拉伸测试时，变形应力作用主要集中在 1000色 奥氏体晶界的α铁素体网膜上，造成沿晶界破坏 Casting speed:1.0 m'min 据图7显示，750℃以后奥氏体晶界处的铁素体网 950 膜向晶粒内部发展，晶粒内部也发生共析反应，原 900 -Model cakculation of 50 me 奥氏体晶界处应力集中减少，钢的延塑性回升，同 时750℃、825℃断口金相组织显示，晶粒尺寸不 850 Meisurement of $mm 均匀，混晶严重，所以造成钢的延性变坏.由图8 800 可知，950℃时，拉断后同时存在沿晶断裂和穿晶 750 断裂，属于混合断裂；750~875℃时，断口呈典型 100 沿晶塑性断裂模式，晶界上布满浅韧窝.温度为 14 1618202224 26 Distance from meniscus/m 725℃时，断口仍然是沿晶断裂模式，但韧窝明显 困4，连铸坯表面冷却速率实测与模型计算结果 加深、加大，高温力学测试结果为合理设定目标 Fig.4 Results of the measured and modeled cooling rates on the surface 温度奠定了基础，可使连铸矫直过程避开脆性区 of the continuous casting slab 进行矫直，最终制定更加合理的二冷制度，使铸坯 此外，进行高温力学性能拉伸试验，经过有限 表面温度分布更加均匀 元模型计算，连铸坯角部的应变速率最大为 1.2.2连铸坯中心偏析形成机理 0.0004s1m,本次拉伸试样应变速率为0.001s 钢水凝固过程中，合金元素在固相中的溶解 试样拉断后，对A32断口金相组织及形貌进行测 度低于其在液相中的溶解度，凝固过程中合金元 定.825~900℃处于奥氏体低温区，变形时奥氏 素逐渐聚集到液相，因而最后凝固部分的合金元 体晶界发生滑移导致低塑性沿晶脆性断裂； 素含量高于其他部分，即铸坯中心位置合金元素 750~800℃时钢组织处于奥氏体和a铁素体两相 含量高于其他位置，最终形成中心偏析.钢的凝固100 80 60 40 20 600 700 800 900 1000 Temperture/℃ 1100 1200 1300 1400 0 RA/ % A32 Q345EN 图 3 微合金钢 A32 和 Q345EN 的 RA 变化结果 Fig.3 Results of RA of A32 和 Q345EN 图 4 是铸坯表面冷却速率实测与模型计算结果， 现场实际测量了铸坯矫直前后边部 （距角部 50 mm）的温度，同时采用数学模型对铸坯边部（距 角部 50、150 和 500 mm）温度进行了计算，确定冷 却速率约为 2.5 ℃·min−1，通过取 Q345EN 铸坯试 样 10 mm×10 mm，在马弗炉里加热保温 5 min，然 后以 2.5 ℃·min−1 降温到各个温度进行析出物检 测. 析出物采用萃取复型方法检测，对铸坯在各个 温度的析出物进行了分析，由图 5、图 6 可知，可以 看出 900 ℃ 时，析出物尺寸较大，主要组成为铌、 钛的碳、氮化物，随后温度降低，850 ℃ 时析出物 尺寸小于 900 ℃ 时析出物尺寸. 12 14 16 18 20 Distance from meniscus/m Casting speed: 1.0 m·min−1 22 26 24 Temperature/ ℃ 1000 950 900 850 800 750 700 Export of the 7th cooling zone Export of the 8th cooling zone Export of the 9th cooling zone Model calculation of 50 mm Model calculation of 100 mm Model calculation of 150 mm Center temperature Measurement of 50 mm 图 4 连铸坯表面冷却速率实测与模型计算结果 Fig.4 Results of the measured and modeled cooling rates on the surface of the continuous casting slab 此外，进行高温力学性能拉伸试验，经过有限 元模型计算 ，连铸坯角部的应变速率最大为 0.0004 s −1 [17] ，本次拉伸试样应变速率为 0.001 s−1 . 试样拉断后，对 A32 断口金相组织及形貌进行测 定. 825～900 ℃ 处于奥氏体低温区，变形时奥氏 体 晶 界 发 生 滑 移 导 致 低 塑 性 沿 晶 脆 性 断 裂 ； 750～800 ℃ 时钢组织处于奥氏体和 α 铁素体两相 区，先共析铁素体在原奥氏体晶界析出，形成铁素 体膜，此温度区间铁素体强度大约是奥氏体强度 的 1/4[18] . 拉伸测试时，变形应力作用主要集中在 奥氏体晶界的 α 铁素体网膜上，造成沿晶界破坏. 据图 7 显示，750 ℃ 以后奥氏体晶界处的铁素体网 膜向晶粒内部发展，晶粒内部也发生共析反应，原 奥氏体晶界处应力集中减少，钢的延塑性回升，同 时 750 ℃、825 ℃ 断口金相组织显示，晶粒尺寸不 均匀，混晶严重，所以造成钢的延性变坏. 由图 8 可知， 950 ℃ 时，拉断后同时存在沿晶断裂和穿晶 断裂，属于混合断裂；750～875 ℃ 时，断口呈典型 沿晶塑性断裂模式，晶界上布满浅韧窝. 温度为 725 ℃ 时，断口仍然是沿晶断裂模式，但韧窝明显 加深、加大. 高温力学测试结果为合理设定目标 温度奠定了基础，可使连铸矫直过程避开脆性区 进行矫直，最终制定更加合理的二冷制度，使铸坯 表面温度分布更加均匀. 1.2.2 连铸坯中心偏析形成机理 钢水凝固过程中，合金元素在固相中的溶解 度低于其在液相中的溶解度，凝固过程中合金元 素逐渐聚集到液相，因而最后凝固部分的合金元 素含量高于其他部分，即铸坯中心位置合金元素 含量高于其他位置，最终形成中心偏析. 钢的凝固 900 ℃ 850 ℃ 100 nm 100 nm 图 5 不同温度铸坯试样的析出物 Fig.5 Precipitates at different temperature 140 130 120 110 100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0 Intensity/(counts) Energy/keV 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 1011121314151617181920 N Cu Nb Nb Ti Ti Cu Cu C 图 6 试样 900℃ 时析出物的成分 Fig.6 Composition of precipitates at 900℃ · 1668 · 工程科学学报，第 43 卷，第 12 期