钢中残余元素对连铸圆坯纵裂的影响.docx
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钢中残余元素对连铸圆坯纵裂的影响
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钢中残余元素对连铸圆坯纵裂的影响
陈伟庆 昌 波
（北京科技大学>
ABSTRACTHotductilityofroundbilletswithdifferentcontentofresidualshasbeeninvestigatedbyGleebletest.TheresultsshowthathotductilityofthebilletwithCu+10Sn＝0.32%isremarkablydroppedintheregionfrom1 000to925℃，especiallyat950℃.TheintergranularfailureandSnsegregationonthegrainboundaryat950℃weremeasuredbySEMandAES.ByanalyzingCCconditions,itisconsideredthatiftemperatureofinitialsolidifiedshellinmoldiswithintheembrittlementregionatlowcastingspeed,thelongitudinalcracksmaybeoccurred.
KEYWORDScontinuouscasting,roundbillet,hotductility,residuals,longitudinalcracks
近年来，电炉短流程发展很快，钢中残余元素导致的连铸坯和钢质量问题引起了国际钢铁界的高度重视。
天津钢管公司采用EAF—LF—VD—CC流程生产圆铸坯，曾一度出现严重的圆坯纵裂。
在解决圆坯纵裂问题时，严格控制钢中残余元素含量具有重要的作用，本文重点研究钢中残余元素对圆铸坯热塑性及纵裂的影响。
1 钢中残余元素对圆坯高温力学性能的影响
从生产现场选取2炉34Mn5钢种的连铸圆坯试样，试样A从出现严重纵裂的一炉圆坯上取样，试样B从无裂纹的一炉合格圆坯中取样，2炉圆坯试样的化学成分如表1所示。
表1 两炉圆坯试样的化学成分
Table1 ChemicalcompositionsofsampleAandB
摘 要 使用Gleeble机测定了不同残余元素含量的连铸圆坯试样的高温力学性能，结果表明：
Cu当量（Cu+10Sn>＝0.32%的试样在925～1 000℃，特别是在950℃的热塑性显著降低；扫描电镜和俄歇检验发现，此温度下试样为沿晶断裂，在奥氏体晶界有Sn偏析。
分析连铸生产条件认为，如拉速较低，结晶器内初生坯壳温度处于此高温脆性区，圆铸坯将可能产生纵裂。
关键词 连铸 圆坯 热塑性 残余元素 纵裂EFFECTOFRESIDUALSONLONGITUDINAL
CHENWeiqingCHANGBo
（UniversityofScience&TechnologyBeijing>
YUPing
（TianjinPipeCorporation>CRACKSOFCCROUNDBILLET
试样
C
Si
Mn
P
S
Ni
A
0.30
0.23
1.20
0.022
0.006
0.07
B
0.32
0.27
1.21
0.024
0.012
0.05
试样
Cr
Mo
Cu
Sn
As
Sb
A
0.07
0.02
0.19
0.013
0.008
0.003
B
0.07
0.02
0.12
0.010
0.006
0.003
试样
Pb
Bi
Al
B
O
N
A
0.005
0.001
0.028
0.001 0
0.003 5
0.010
B
0.005
0.001
0.011
0.001 3
0.004 5
0.011
将试样加工成φ10mm×120mm的圆棒，利用Gleeble-1500热模拟机对其进行高温拉伸测试，测试在氩气保护下进行，试样的加热历程见图1，应变速率ε*＝4×10－4s－1。
试样拉断后立即喷水激冷。
试样的断面收缩率RA与温度的关系见图2。
由图2可看出，试样A、B在925～1 000℃温度区间的RA值有显著差异，特别是在950℃时，试样B的RA值为76.69%（缩颈细且光滑>，而试样A仅为34.55%（缩颈粗且在附近出现宏观裂纹>。
在1 000～1 300℃和700～925℃两个温度区间，试样A、B的RA值比较接近。
由表1可知，试样A中的Cu和Sn均大于试样B的，而其它元素含量相近。
分析以上结果还可看出，试样B的热塑性急剧恶化的温度为950℃，而试样A为1 000℃，说明随残余元素含量增加，热塑性开始显著降低的临界温度提高。
图1 试样的加热历程
Fig.1 ExperimentalconditionforGleebletest
图2 试样A、B的断面收缩率与温度的关系
Fig.2 RelationbetweenRAandtemperatureforsampleAandB
2 高温拉伸试样的显微结构检验
将高温拉断后的试样用SEM检验，观察到在1 300～1 000℃高温高塑性区，试样A、B的断口均为穿晶断裂方式，断口表面有许多大而深的塑坑（图3（a>>。
950℃时试样A、B的显微断口形貌有明显差别，试样A以沿晶断裂为主（图3（b>>，而试样B仍以穿晶断裂为主（图3（c>>。
SEM检验还表明，在900～700℃区间，试样A、B的断口形貌均表现出以沿晶断裂为主。
金相检验表明，试样A、B在1 200～750℃区间为奥氏体单相区。
由试样A在700℃淬火后的金相组织发现沿晶界有先共析铁素体析出，据此推测，该钢种先共析铁素体的析出温度在750～700℃之间。
图3 试样A、B的断口形貌
Fig.3 FracturesurfaceofsampleAandB
（a>试样A，1 000℃；（b>试样A，950℃；（c>试样B，950℃
试样A在950℃拉伸至屈服后喷水激冷，加工成φ3.56mm×31.75mm的圆棒，在AES的真空室中室温条件下打断，观察发现，断口形貌以沿晶断裂方式为主，还有少量解理断裂。
检查断口的元素偏析情况，结果表明，在沿晶断裂的界面上，有很小的Sn的峰谱，而在非沿晶断裂（解理断裂>的表面上，没有发现Sn峰，说明有Sn在晶界偏析。
在晶界上还发现了B、N、C、P、S的偏析，说明BN也可能在晶界析出。
在AES的检测灵敏度范围内，未发现Cu、As、Sb、Bi、Pb元素的偏析。
3 钢中残余元素对圆坯纵裂的产生机理探讨
3.1 残余有害元素对铸坯热塑性的影响
通过AES测定，在950℃拉伸的试样A中，Sn在奥氏体晶界有明显的偏析，这是导致热塑性降低的主要因素。
原因如下［1，2］。
（1>Sn在晶界偏析降低了晶界的表面能，减弱晶粒间的结合力，加速晶界微孔的形核与长大。
（2>Sn的偏析锁住了晶界不能动，则只能形成晶界微孔来消除位错堆积。
（3>Sn阻碍了晶界迁移和动态再结晶，而晶界迁移和动态再结晶可以隔断晶界微孔连结，减少微孔形成，有利于恢复热塑性。
从试样A、B高温拉伸的应力—应变曲线可知，试样B的动态再结晶温度约为1 000℃，而试样A由于有Sn的偏析，动态再结晶推迟到1 100℃。
发生晶界迁移的温度应比动态再结晶的温度低一些，因此试样B的热塑性约在950℃可得到恢复，而试样A的热塑性约在1 000℃才能得到恢复。
因为Cu在奥氏体中固溶度较高，扩散速率较低，不易发现它在晶界的偏析。
但NachtrabWT等人［2］在900℃拉断钢样的晶界发现有Cu、Sn、Sb的偏析，并认为Cu、Sn、Sb在晶界的偏析是促进沿晶开裂的主要因素。
由于Cu的扩散速率低，Cu在奥氏体晶界的偏析需要较长时间的保温。
试样A的硫含量很低，尽管有S在晶界偏析，但NachtrabWT等人认为与Cu、Sn的偏析相比，S不是造成这一温度下热塑性降低的主要因素。
MatsuokaH等人［3］的对比实验表明，在不含Cu、Sn的高温（900～1 000℃>拉伸试样中，当硫含量很低时，MnS的偏析对热塑性的降低作用可以忽略。
P在晶界也有偏析，SuzukiHG［4］认为碳含量大于0.25%的钢种，P的偏析可能会造成热塑性降低。
3.2 热塑性与铸坯表面裂纹的关系
从图2可看出，在1 000～1 300℃温度区，试样A、B的RA值相近，热塑性很好。
在此温度区间，结晶器内的坯壳应具有较高的塑性和一定的强度，能抵抗较大的热应力。
在925～1 000℃温度区，试样A的RA值急剧下降。
如一冷和二冷经过这个温度区间，则对坯壳有很大的影响。
陈栋梁等人［5］对结晶器内弯月面区域凝固传热的研究表明，拉速越低，弯月面附近初生坯壳的温度越低。
当拉速约为1m/min时，弯月面附近初生坯壳的温度可降低到1 000℃以下；拉速约为2m/min时，初生坯壳的温度约为1 200℃。
在实际生产中，与试样A对应的铸坯拉速为0.9m/min，因此弯月面附近初生坯壳的温度可能会降到925～1 000℃的脆性区，即使在较小的热应力作用下，初生坯壳也可能沿晶界形成初级裂纹。
在二冷区，如铸坯表面温度在925～1 000℃的脆性区，新的裂纹也可能产生。
另一方面，在结晶器内产生的初级裂纹会进一步扩大形成严重的表面纵裂。
而试样B的RA值在950℃仍为76.69%，它的高温高塑性区范围较宽。
而且，与试样B对应的铸坯拉速为1.7m/min，可以保证弯月面附近初生坯壳的温度在良好塑性区范围内，因而其初生坯壳具有较高的塑性和强度，能承受较大的热应力，所以试样B无纵裂产生。
在700～925℃温度区，试样A、B的热塑性都很差。
如果在此低塑性区矫直，铸坯还可能会产生横裂。
但试样A、B铸坯的矫直温度为1 000～1 100℃，所以铸坯无横裂产生。
3.3 Cu当量与铸坯表面裂纹的关系
Sn能够降低Cu在奥氏体中的溶解度，Cu、Sn还会在氧化铁皮/钢基体的界面富集，形成低熔点的液态Cu-Sn合金，沿着奥氏体晶界渗透［6］，在应力的作用下，很容易沿晶界开裂。
EmiT等人用Cu当量来表示残余元素对沿晶表面裂纹的共同作用［6］。
这里取：
Cu当量＝%Cu＋10*%Sn。
对试样A，Cu当量＝0.32%；而试样B，Cu当量＝0.22%。
在实际生产中，铸坯A有严重的表面裂纹，而铸坯B没有。
这也正说明了是否产生严重的表面裂纹，Cu当量是一个很关键的因素。
文献［7］报道，低碳钢（C 0.10%～0.20%>的Cu当量超过0.2%，中高碳钢（C 0.21%～1.0%>的Cu当量超过0.3%，则会产生严重的铸坯表面裂纹。
这些数据与本项研究的结果正好相符。
3.4 连铸工艺参数与铸坯表面裂纹的关系
为避免结晶器内弯月面附近初生坯壳的温度落在脆性区范围内，结晶器冷却强度与拉速需要很好的配合。
文献［7］报道，如果Cu当量较低，拉速的变化对沿晶表面裂纹较不敏感；而Cu当量较高时，拉速显著地影响沿晶表面裂纹的严重程度。
当Cu当量较高时，适当提高拉速，可保证弯月面附近的温度高于脆性区，避免初生坯壳中产生初级裂纹。
文献［7］报道，如果Cu当量较低，二冷强度对形成沿晶表面裂纹没有显著的影响。
Cu当量较高时，二冷强度显著地影响着沿晶表面裂纹的严重程度。
因为Cu当量较高时，沿晶表面裂纹的严重程度与二冷时的铸坯表面温度有关。
可以认为，当铸坯表面温度高于脆性区时，可减小表面裂纹产生的可能性。
3.5 热塑性曲线与圆铸坯表面裂纹的关系
根据前人的研究［8］和本项研究工作，可以建立温度、热塑性和圆铸坯表面裂纹的关系，如图4所示。
分析图4可知：
（1>Ⅰ区的脆性主要是由Sn、Cu等残余元素在奥氏体晶界富集造成的。
以前的研究认为，这一温度区间的脆化可由（Fe,Mn>S－O沿晶界的析出造成，并与Mn/S有关［8］，试样A、B的Mn/S都很高，均大于100，因而不是造成这一区间脆化的主要原因。
可以认为，圆铸坯的纵裂主要在Ⅰ区形成，其主要原因是Sn在晶界的偏析而导致结晶器内初生坯壳的热塑性降低。
此外，Cu-Sn-Sb等残余元素能够在氧化层/钢基体的界面富集，沿奥氏体晶界渗透，也是造成高温脆性和纵裂的原因；
（2>Ⅱ区的脆性由AlN、Nb（C,N>、BN等的析出和先共析铁素体的析出造成［8］。
铸坯矫直时产生的横裂主要与Ⅱ区有关。
本项研究的34Mn5钢不含Nb，因而这一温度区的脆性可能与AlN、BN和α相的析出有关。
（1>34Mn5钢的两个圆铸坯试样A、B在925
4 结论
图4 热塑性曲线与圆铸坯表面裂纹的关系
Fig.4 RelationbetweenhotductilitycurveandcracksofCCroundbillet
～1 000℃温度区间的热塑性有明显差别。
特别是在950℃时，Cu当量为0.32%的试样A的RA值为34.55%，Cu当量为0.22%的试样B的RA值为76.69%。
在此温度下试样B以穿晶断裂为主，试样A以沿晶断裂为主，俄歇检验发现奥氏体晶界有Sn偏析。
（2>试样A在925～1 000℃温度区间塑性恶化的主要原因是残余元素Sn在奥氏体晶界的偏析。
（3>奥氏体高温脆性区的临界温度与残余元素含量有关。
随Cu当量增加，高温脆性区的临界温度提高，高温塑性区的温度范围变小。
实际连铸生产中，如结晶器内初生坯壳温度或二冷区铸坯表面温度处于高温脆性区，将可能产生纵裂。
（4>为避免严重的纵裂产生，Cu当量必须控制在临界值以下。
适当提高拉速，控制结晶器内初生坯壳温度高于脆性区，可减小纵裂产生的可能性。
参 考 文 献
1NagasakiC,KiharaJ.EffectofCopperandTinonHotDuctilityofUltra-lowand0.2%CarbonSteels.ISIJInternational,1977,37（5>:
523～530.
2NachtrabWT,ChouYT.HighTemperatureDuctilityLossinCarbon-manganeseandNiobium-treatedSteel.Metall.Trans.A,1986,17A（11>:
1995～2006.
3MatsuokaH,OsawaK,OnoM.InfluenceofCuandSnonHotDuctilityofSteelsWithVariousCContent.ISIJInternational,1997,37（3>:
255～262.
4SuzukiHG,NishimuraS.ImprovementofHotDuctilityofCCCarbonSteels.TransactionsISIJ,1984,24:
54～59.
5 陈栋梁，杨文改，干 勇.连铸弯月面区域凝固传热的数值仿真研究.钢铁，1997，32（8>：
26～29.
6EmiT,WijkO.ResidualsinSteelProducts.1996IronmakingConferenceProceedings.555～569.
7WijingaardenMJUT.TheEffectofResidualsonthePresenceofIntergranularSurfaceCracksonContinuouslyCastBillets.1996IronmakingConferenceProceedings.631～635.
8WolfMM.FineIntergranularSurfaceCracksinBloomCasting.TransactionsISIJ,1984,24:
351～358.
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