鄒雷雷，劉 青?，杜肖臣，張江山，李 明

1) 北京科技大學(xué)鋼鐵冶金新技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083 2) 南京鋼鐵股份有限公司，南京 225267

非調(diào)質(zhì)鋼是在普通碳錳鋼基礎(chǔ)上加入V、Ti、Nb等微合金元素，并通過(guò)控軋、控冷等技術(shù)，使其不經(jīng)調(diào)質(zhì)處理，力學(xué)性能仍能達(dá)到調(diào)質(zhì)鋼要求的一種鋼種[1-2]. 非調(diào)質(zhì)鋼又屬于微合金鋼，目前廣泛應(yīng)用于汽車零部件的生產(chǎn)領(lǐng)域. 鋼中微合金元素可起到細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的作用，有助于提高鋼的強(qiáng)韌性、耐腐蝕性以及焊接性. 然而，連鑄工藝一直以來(lái)是制約微合金鋼生產(chǎn)的重要環(huán)節(jié).因鋼中碳氮化物在奧氏體晶界析出，增強(qiáng)了鋼的裂紋敏感性，加之二冷水的不均勻冷卻，在熱應(yīng)力作用下極易引發(fā)連鑄坯的表面及皮下裂紋. 微合金鋼的表面裂紋成為限制其高質(zhì)、高效化生產(chǎn)的共性技術(shù)難題[3-6].

微合金鋼的表面裂紋與鋼的第三脆性溫度區(qū)密切相關(guān). 研究表明，微合金鋼第三脆性溫度區(qū)的脆化是鋼中第二相粒子析出與鐵素體相變共同作用的結(jié)果[7]. 碳氮化物在奧氏體晶界析出，阻止了晶界遷移，抑制了晶粒的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，在外力作用下產(chǎn)生沿晶斷裂；而先共析鐵素體相變過(guò)程，會(huì)在奧氏體晶界形成鐵素體網(wǎng)膜并成為應(yīng)力集中源，進(jìn)而引發(fā)鋼的脆斷. 因此，控制第二相粒子析出和凝固相變對(duì)于改善微合金鋼裂紋敏感性具有重要意義.

碳氮化物一般集中在800～1000 ℃析出[8-9]，而連鑄坯出結(jié)晶器后的溫度一般高于1000 ℃. 因此，碳氮化物的析出行為主要受連鑄二次冷卻的影響. 研究表明，冷速是控制鋼中碳氮化物的析出的關(guān)鍵[10-11]. Luo等[12]研究了冷速對(duì)高速鋼組織和碳氮化物析出的影響，獲得了合理的熱處理冷速以改善鋼的組織及力學(xué)性能；Dou等[7]研究了冷速對(duì)V(C,N)析出以及先共析鐵素體相變的影響，提出了針對(duì)釩微合金鋼大方坯的“二冷三段弱冷+二冷四段強(qiáng)冷”的二冷調(diào)控策略；Ma等[13]研究了冷速對(duì)鋼中碳氮化物析出行為的影響，指出高冷速有助于碳氮化物在鋼基體中的彌散分布. 基于控制碳氮化物析出以及凝固相變的理論共識(shí)，日本住友Kato等[14]提出了“鑄坯表層組織控冷”，即SSC (Surface structure control)連鑄冷卻工藝，即當(dāng)鑄坯出結(jié)晶器后，通過(guò)實(shí)施強(qiáng)冷使鑄坯快速冷卻至777 ℃以下，然后利用鑄坯凝固潛熱使鑄坯回溫. SSC工藝主要通過(guò)以下兩點(diǎn)來(lái)提高鑄坯熱塑性：一是消除奧氏體晶界的鐵素體膜，二是控制鋼中第二相粒子的彌散析出. 生產(chǎn)實(shí)踐表明，實(shí)施SSC技術(shù)后，板坯表面橫裂紋基本消失. 此后，國(guó)內(nèi)寶鋼[15]、攀鋼[16]、唐鋼不銹鋼[3]等企業(yè)先后開(kāi)展了SSC技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用，并取得了較好的應(yīng)用效果.

然而，現(xiàn)階段針對(duì)二冷強(qiáng)冷技術(shù)的適宜冷卻速率，以及強(qiáng)冷的作用溫度區(qū)間尚不明確，且低溫對(duì)鑄坯熱塑性的影響不可忽視. 因此，本文通過(guò)探究冷速對(duì)碳氮化物析出行為的影響規(guī)律，明確了控制第二相粒子析出的合理冷速與溫度區(qū)間，提出了基于非調(diào)質(zhì)鋼凝固特性的二冷配水方案，以精準(zhǔn)控制鋼中第二相粒子的析出行為，進(jìn)而強(qiáng)化連鑄坯表層凝固組織. 此外，連鑄坯的橫向冷卻不均勻性也容易引起鑄坯表面裂紋，同樣不可忽視[17].因此，本研究還對(duì)噴嘴的噴淋高度進(jìn)行優(yōu)化，從改善連鑄坯橫向冷卻不均勻性方面抑制鑄坯表面裂紋萌生或擴(kuò)展.

1 連鑄坯凝固特性和噴淋水量分布測(cè)試實(shí)驗(yàn)

1.1 高溫共聚焦顯微鏡原位觀察與高溫拉伸實(shí)驗(yàn)

高溫共聚焦顯微鏡原位觀察、高溫拉伸實(shí)驗(yàn)所用材料均取自SG02鋼連鑄坯. SG02鋼的化學(xué)成分見(jiàn)表1.

表1 SG02鋼主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Main chemical composition of the SG02 steel %

運(yùn)用高溫共聚焦顯微鏡原位觀察碳氮化物析出和先共析鐵素體相變. 實(shí)驗(yàn)前，用砂紙打磨試樣（規(guī)格φ5 mm×3 mm）并用酒精清洗，以去除表層氧化物. 然后，將拋光后的試樣置于高溫共聚焦顯微鏡加熱爐內(nèi)，并進(jìn)行3次抽真空處理. 最后，在高純氬氣保護(hù)下按設(shè)定的熱制度進(jìn)行實(shí)驗(yàn). 實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，將試樣以5 ℃·s-1的升溫速率加熱至1480 ℃并保溫15 min，使鋼中第二相粒子充分回溶. 然后，分別以 0.1、0.5、1、3和 5 ℃·s-1的冷速將試樣冷卻至室溫，運(yùn)用高溫共聚焦顯微鏡的自動(dòng)成像系統(tǒng)，原位觀察試樣在不同冷速下的組織演變規(guī)律.

高溫拉伸實(shí)驗(yàn)材料取自斷面尺寸為220 mm×220 mm的SG02鋼連鑄大方坯. 沿垂直鑄坯內(nèi)弧方向取樣，取樣時(shí)避開(kāi)鑄坯的中心偏析、疏松部位. 將試樣加工成規(guī)格為φ10 mm×120 m且兩端帶有螺紋的圓棒，采用Gleele1500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)SG02鋼的高溫力學(xué)性能進(jìn)行測(cè)試.

1.2 噴淋水量分布測(cè)試

運(yùn)用北京科技大學(xué)鋼鐵冶金新技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室自主研發(fā)的高品質(zhì)鋼連鑄噴淋水霧化及冷卻效果檢測(cè)系統(tǒng)對(duì)噴嘴的水量分布進(jìn)行測(cè)試. 噴淋測(cè)試系統(tǒng)由氣源-水源裝置、調(diào)壓閥組、電器控制柜和綜合機(jī)械平臺(tái)組成. 其中，綜合機(jī)械平臺(tái)用于安裝噴嘴及性能測(cè)試，氣源-水源裝置聯(lián)合調(diào)壓閥組可實(shí)現(xiàn)氣、水壓力的精準(zhǔn)調(diào)節(jié)，電器控制柜用于實(shí)現(xiàn)綜合機(jī)械平臺(tái)的自動(dòng)測(cè)試. 實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，首先調(diào)整噴嘴安裝高度以及氣壓、水壓值，使其符合實(shí)驗(yàn)要求. 待測(cè)試參數(shù)穩(wěn)定后，開(kāi)啟水量分布測(cè)試模式，集水裝置以3 mm·s-1的移動(dòng)速度通過(guò)噴嘴的噴淋范圍. 最后，對(duì)集水裝置進(jìn)行拍照，并運(yùn)用該系統(tǒng)檢測(cè)軟件來(lái)識(shí)別水柱高度. 以水柱高度表征噴淋水量分布，如圖1所示.

圖1 噴淋水量分布測(cè)試Fig.1 Measurement of the water flux distribution of the nozzle

2 SG02非調(diào)質(zhì)鋼凝固進(jìn)程的原位觀察

2.1 M(C,N)析出與先共析鐵素體相變

運(yùn)用高溫共聚焦顯微鏡，對(duì)0.1 ℃·s-1冷速下SG02鋼的凝固進(jìn)程進(jìn)行原位觀察. 圖2是微合金元素的碳氮化物M(C,N)析出與先共析鐵素體相變的演變規(guī)律圖. 從圖2（a）可以看出，當(dāng)溫度由1480 ℃降低至1086 ℃時(shí)，試樣表面出現(xiàn)了少量“浮凸”. 隨著溫度繼續(xù)降低，在912 ℃左右時(shí)試樣表面“浮凸”數(shù)量達(dá)到峰值（圖 2（b））. 學(xué)者唐萍[18]、Griesser[19]和Slater[20]以“浮凸”的出現(xiàn)間接表征M(C,N)粒子的析出，且指出“浮凸”產(chǎn)生是由于M(C,N)周圍存在溶質(zhì)原子的貧化區(qū)，與周圍基體具有較高的濃度差，體積膨脹而導(dǎo)致. 據(jù)此可知，對(duì)于SG02非調(diào)質(zhì)鋼，M(C,N)粒子主要集中在912～1086 ℃之間析出. 且根據(jù)Park[8]、楊柳[21]的研究結(jié)果，Nb(C,N)的開(kāi)始析出溫度在1100 ℃左右，而析出峰值對(duì)應(yīng)的溫度在900 ℃左右，與本研究觀察到的“浮凸”出現(xiàn)溫度區(qū)間較為一致. 為了進(jìn)一步明確“浮凸”的物質(zhì)組成，本研究運(yùn)用JMatPro軟件對(duì)碳氮化物的析出行為進(jìn)行熱力學(xué)計(jì)算，如圖3所示. 結(jié)果表明，“浮凸”主要是Nb和V的復(fù)合碳氮化物，在低于1200 ℃時(shí)開(kāi)始析出.

圖2 SG02 鋼凝固進(jìn)程的原位觀察. （a）1086 ℃；（b）912 ℃；（c）723 ℃；（d）665 ℃Fig.2 In-situ observation of the solidification process of the SG02 steel: (a) 1086 ℃; (b) 912 ℃; (c) 723 ℃; (d) 665 ℃

圖3 碳氮化物析出的熱力學(xué)計(jì)算. （a）碳氮化物的質(zhì)量分?jǐn)?shù)；（b）碳氮化物的主要成分Fig.3 Thermodynamic calculation of carbonitride precipitation: (a) mass fraction of carbonitrides; (b) main component of a carbonitride

隨著凝固的繼續(xù)進(jìn)行，當(dāng)溫度降低至723 ℃左右時(shí)，發(fā)生先共析鐵素體相變，α鐵素體從γ奧氏體晶界向晶內(nèi)生長(zhǎng)，直至665 ℃完成相變（圖 2（c）、圖 2（d））. 研究表明，相變過(guò)程中 α 鐵素體強(qiáng)度只有γ奧氏體強(qiáng)度的1/4，當(dāng)外力作用于相變區(qū)間時(shí)，易引發(fā)鋼的沿晶脆性斷裂. 先共析鐵素體相變與第二相粒子的析出行為具有一定的關(guān)聯(lián)性. 低冷速下，奧氏體晶界鏈狀分布的M(C,N) 可作為孕育粒子促進(jìn)鐵素體的形核. 先共析鐵素體相變過(guò)程可分為兩個(gè)階段：

（1）第一階段：M(C,N)粒子沿奧氏體晶界析出，致使晶界附近形成C, N等溶質(zhì)元素的貧化區(qū)；

（2）第二階段：C, N溶質(zhì)元素的貧化區(qū)進(jìn)一步擴(kuò)展，致使奧氏體局部不穩(wěn)定，進(jìn)而促使γ奧氏體向α鐵素體轉(zhuǎn)變.

2.2 冷速對(duì)M(C,N)析出行為的影響

M(C,N)粒子的分布、大小和數(shù)量對(duì)鋼的熱塑性有顯著影響. 為進(jìn)一步厘清M(C,N)粒子析出行為對(duì)SG02鋼熱塑性的影響，運(yùn)用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡對(duì)高溫共聚焦實(shí)驗(yàn)制備的不同冷速下的試樣進(jìn)行形貌分析. 圖4所示為不同冷速下鋼中碳氮化物的析出形貌. 結(jié)合能譜分析可知，圖中不規(guī)則的析出相主要為V、Ti、Nb元素的復(fù)合碳氮化物，尺寸主要集中在20～300 nm之間. 在0.1和0.5 ℃·s-1低冷速下，大部分M(C,N)粒子從奧氏體晶界析出，尺寸較大且呈鏈狀分布. 這是由于奧氏體晶界處的界面能較高，為M(C,N)粒子的形核提供了能量；在1和3 ℃·s-1冷速下，奧氏體晶界處M(C,N)粒子數(shù)量開(kāi)始減少，部分M(C,N)粒子呈團(tuán)簇狀分布；而當(dāng)冷速為5 ℃·s-1時(shí)，試樣中很難發(fā)現(xiàn)鏈狀析出相，M(C,N)粒子的數(shù)量大大減少，且平均尺寸更小. 低冷速下，第二相之所以集中在奧氏體晶界析出且尺寸較大，是因?yàn)槲⒑辖鹪卦趭W氏體晶界具有較高的平衡濃度，能夠?yàn)榈诙嘈魏恕㈤L(zhǎng)大提供足夠的能量. 而高冷速下，M(C,N)粒子尺寸和數(shù)量均減小，可從兩個(gè)方面進(jìn)行解釋：（1）根據(jù)溶質(zhì)傳輸動(dòng)力學(xué)，溶質(zhì)元素的擴(kuò)散系數(shù)隨溫度降低呈指數(shù)級(jí)減小，V、Ti、Nb等微合金元素的擴(kuò)散系數(shù)隨著冷速的增大而急劇降低，使得第二相析出更加困難. （2）根據(jù)經(jīng)典形核理論，第二相尺寸、體積分?jǐn)?shù)與時(shí)間正相關(guān)，而與冷速負(fù)相關(guān)[15].因此，在高冷速下更多的溶質(zhì)元素固溶在鋼基體中，只有少量元素形成碳氮化物析出.

圖4 不同冷速下碳氮化物粒子的析出形貌. （a）0.1 ℃·s-1；（b）0.5 ℃·s-1；（c）1 ℃·s-1；（d）3 ℃·s-1；（e）5 ℃·s-1；（f）能量衍射分析Fig.4 Precipitation morphology of carbonitride particles at different cooling rates: (a) 0.1 ℃·s-1; (b) 0.5 ℃·s-1; (c) 1 ℃·s-1; (d) 3 ℃·s-1; (e) 5 ℃·s-1;(f) energy-dispersive spectrum analysis

綜上所述，增大冷速有助于控制鋼中第二相粒子彌散析出，強(qiáng)化鑄坯表層凝固組織. 同時(shí)，結(jié)合上文內(nèi)容可知，增大冷速還可抑制奧氏體晶界鐵素體的生長(zhǎng)，促使鐵素體在晶內(nèi)長(zhǎng)大，起到強(qiáng)化晶界作用. 對(duì)于SG02鋼要想抑制M(C,N)在奧氏體晶界析出，冷速至少要控制在1 ℃·s-1以上.

3 SG02非調(diào)質(zhì)鋼連鑄二次冷卻控制

現(xiàn)階段，針對(duì)非調(diào)質(zhì)鋼的連鑄二次冷卻普遍采用弱冷或超弱冷模式，以最大限度減小鋼在凝固過(guò)程中的熱應(yīng)力. 然而，人們忽略了鋼種特性與二冷模式的匹配，導(dǎo)致裂紋缺陷頻發(fā)且得不到有效控制. 因此，在明晰鋼種凝固特性的基礎(chǔ)上，開(kāi)發(fā)定制化的二冷配水模式是提高連鑄坯質(zhì)量的關(guān)鍵.

3.1 現(xiàn)行二冷工藝評(píng)估

某鋼廠生產(chǎn)的SG02鋼方坯斷面尺寸為220 mm×220 mm，主要連鑄工藝參數(shù)如表2所示. 在二冷區(qū)，一段采用水噴嘴冷卻鑄坯，二段至四段采用3種不同型號(hào)的氣-霧噴嘴冷卻鑄坯，連鑄機(jī)及噴嘴配置如圖5所示.

表2 SG02鋼主要連鑄工藝參數(shù)Table 2 Main casting parameters of the SG02 steel

圖5 連鑄機(jī)及噴嘴配置Fig.5 Continuous casting machine and nozzle configuration

本文采用切片法建立1/4鑄坯斷面的凝固傳熱數(shù)學(xué)模型. 該模型特別考慮了鑄坯在二冷區(qū)的橫向水量分布. 根據(jù)現(xiàn)工況噴嘴的水量分布測(cè)試結(jié)果，將鑄坯表面沿寬度方向劃分為9個(gè)區(qū)域，不同區(qū)域的傳熱系數(shù)由測(cè)量的局部水量計(jì)算得出，建模方法詳見(jiàn)Han等[22]的研究. 鋼的固相率、密度、熱焓和導(dǎo)熱系數(shù)等物性參數(shù)隨溫度的變化而變化. 本文運(yùn)用JMatPro軟件對(duì)鋼的熱物性參數(shù)進(jìn)行計(jì)算，結(jié)果如圖6所示. 考慮到電磁攪拌對(duì)結(jié)晶器鋼液行為的影響，結(jié)晶器內(nèi)液相的導(dǎo)熱系數(shù)取計(jì)算所得液相導(dǎo)熱系數(shù)的3倍，糊狀區(qū)的導(dǎo)熱系數(shù)隨溫度線性變化. 結(jié)晶器以外的冷卻段，其導(dǎo)熱系數(shù)采用計(jì)算值.

圖6 SG02 鋼熱物性參數(shù). （a）固相率；（b）密度和熱焓；（c）熱導(dǎo)率Fig.6 Thermal-physical properties of SG02 steel: (a) solid fraction; (b) density and enthalpy; (c) thermal conductivity

為校正所建凝固傳熱數(shù)學(xué)模型，采用型號(hào)為Raynger-3i-Plus的高溫紅外測(cè)溫儀對(duì)連鑄坯表面溫度進(jìn)行測(cè)溫. 為了削弱氧化鐵皮和水霧等因素對(duì)測(cè)溫結(jié)果的干擾，測(cè)溫過(guò)程中測(cè)溫儀垂直于鑄坯表面，且選取測(cè)量位置的最大值作為最終溫度.圖7（a）為根據(jù)測(cè)溫值修正后的凝固傳熱數(shù)學(xué)模型計(jì)算結(jié)果. 可知，連鑄坯表面中心的測(cè)溫值與模擬值較為吻合，相對(duì)誤差范圍為±1.5%. 因此，本文所建凝固傳熱數(shù)學(xué)模型可用于計(jì)算連鑄坯的熱行為.

圖7 模型修正及計(jì)算結(jié)果. （a）鑄坯表面中心測(cè)量值與計(jì)算值對(duì)比；（b）表面中心和角部溫度變化Fig.7 Model modification and calculation results: (a) comparisons of the measured and simulated temperatures of the bloom surface center; (b) surface center and corner temperature changes

圖8 連鑄坯表面中心瞬時(shí)冷速Fig.8 Instantaneous cooling rate at the surface center of the continuous casting billet

圖7（b）為現(xiàn)工況連鑄坯的溫度變化. 可知，出二冷區(qū)時(shí)連鑄坯表面中心溫度在1022 ℃，高于M(C,N)的集中析出溫度下限912 ℃. 由于二冷強(qiáng)度較弱，連鑄坯表層M(C,N)并不能在二冷區(qū)完全析出，會(huì)延續(xù)到空冷段. 冷速是衡量冷卻強(qiáng)度的重要指標(biāo)之一，為了量化二冷各段的平均冷速，將鑄坯表面中心溫度對(duì)時(shí)間求導(dǎo)得到瞬時(shí)冷速，然后對(duì)二冷各段瞬時(shí)冷速求均值，即可得到平均冷速，如圖8所示（負(fù)值代表冷卻）. 可知，現(xiàn)工況二冷一段至四段平均冷速分別為：2.05、0.61、0.50 和0.31 ℃·s-1，只有二冷一段滿足上文提出的大于1 ℃·s-1的冷速控制要求.

回溫和橫向溫差可用于表征連鑄坯的冷卻不均勻性[23-24]. 沿拉坯方向，現(xiàn)工況二冷二段回溫為136 ℃·m-1，超出了冶金準(zhǔn)則約定的最大回溫（100 ℃·m-1），易引發(fā)連鑄坯的內(nèi)裂紋；沿鑄坯橫向，在二冷區(qū)連鑄坯表面中心與角部的最大溫差為326 ℃（二冷一段除外），溫差過(guò)高會(huì)帶來(lái)較大的熱應(yīng)力，易誘發(fā)鑄坯表面裂紋. 因此，控制第二相粒子析出的同時(shí)，需統(tǒng)籌考慮“縱-橫”冷卻不均勻性對(duì)鑄坯質(zhì)量的影響.

此外，鑄坯角部溫度同樣不可忽視. 在二冷區(qū)鑄坯角部溫度在721～809 ℃，處于熱塑性曲線“低谷區(qū)”（見(jiàn)圖9），易產(chǎn)生角部裂紋. 鑒于SG02鋼的第三脆性溫度區(qū)范圍較大（＜927 ℃），矯直點(diǎn)角部溫度難以避開(kāi)第三脆性溫度區(qū)，根據(jù)熱塑性曲線，矯直點(diǎn)角部溫度應(yīng)控制在800 ℃以上.

圖9 SG02鋼高溫?zé)崴苄訤ig.9 Hot ductility of the SG02 steel

3.2 連鑄“縱-橫”凝固冷卻控制

基于非調(diào)質(zhì)鋼凝固特性，本文擬通過(guò)開(kāi)展連鑄坯“縱-橫”凝固冷卻控制研究系統(tǒng)優(yōu)化二冷工藝：在縱向冷卻方面，對(duì)出結(jié)晶器后的初凝鑄坯實(shí)施強(qiáng)冷，控制鋼中碳氮化物彌散析出，提高連鑄坯表層凝固組織強(qiáng)度和熱塑性；在橫向冷卻方面，通過(guò)優(yōu)化噴嘴配置改善連鑄坯的橫向冷卻不均勻性.

3.2.1 二冷配水優(yōu)化.

若要減少晶界鏈狀析出物，可增大連鑄坯表層的冷卻速度，使鑄坯表層快速經(jīng)過(guò)第二相的析出溫度區(qū)間，在碳氮化物來(lái)不及析出、長(zhǎng)大時(shí)，鑄坯表層便被冷卻至較低溫度. 因此，本研究擬對(duì)出結(jié)晶器后的鑄坯實(shí)施強(qiáng)冷，以控制第二相粒子彌散析出. 如前文所述，控制SG02鋼中碳氮化物析出的兩個(gè)關(guān)鍵因素：一是合理的冷速（≥1 ℃·s-1）；二是明確冷速的作用溫度區(qū)間（912～1086 ℃）. 經(jīng)試算，當(dāng)二冷一段水量保持不變，二段水量增大2.8倍時(shí)，可滿足控制氮化物析出的上述兩點(diǎn)要求. 若水量大于2.8倍，會(huì)使得高冷速作用于第二相粒子析出溫度區(qū)間外，反而會(huì)增大熱應(yīng)力. 圖10為二冷工藝優(yōu)化后連鑄坯的溫度變化. 可知，配水優(yōu)化后，連鑄坯表面中心在出結(jié)晶器后由1078 ℃快速冷卻至908 ℃，即在二段末完成了鑄坯表層碳氮化物析出控制. 計(jì)算表明，二冷二段冷速由優(yōu)化前的 0.61 ℃·s-1增大至 1.52 ℃·s-1.

圖10 二冷配水優(yōu)化后連鑄坯特征位置溫度變化Fig.10 Temperature change of characteristic position after secondary cooling water distribution optimization

二冷工藝優(yōu)化后，二段回溫由136 ℃·m-1降低至 0 ℃·m-1，回溫消失；二段最大溫降為 86 ℃·m-1，符合冶金準(zhǔn)則約定的溫降（≤200 ℃·m-1）要求. 此外，末端電磁攪拌位置中心固相率由優(yōu)化前的0.01增大至0.06，表明該方案的實(shí)施對(duì)末端電磁攪拌的影響較小.從圖10還可看出，二冷配水優(yōu)化后，連鑄坯橫向最大溫差由優(yōu)化前的326 ℃降低至312 ℃，說(shuō)明調(diào)整二冷水量對(duì)連鑄坯的橫向冷卻不均勻性影響較小.

為了驗(yàn)證技術(shù)方案的可行性，2021年7月在國(guó)內(nèi)某鋼廠開(kāi)展了針對(duì)C38N2非調(diào)質(zhì)鋼的二冷配水優(yōu)化工業(yè)試驗(yàn). C38N2鋼與SG02鋼成分相近且同屬中碳錳非調(diào)質(zhì)鋼，由于其鑄坯表面裂紋細(xì)小肉眼不易發(fā)現(xiàn)，因此，本文對(duì)鑄坯質(zhì)量不做評(píng)價(jià)，而是以軋材表面探傷合格率作為應(yīng)用效果的評(píng)價(jià)指標(biāo). 試驗(yàn)結(jié)果表明，采用二冷配水優(yōu)化方案后，軋材一次表面探傷合格率由優(yōu)化前的68.4%提高至90.5%. 目前，某鋼廠正在加快該技術(shù)在系列非調(diào)質(zhì)鋼連鑄生產(chǎn)中的推廣應(yīng)用.

3.2.2 噴嘴配置優(yōu)化

噴淋水量分布以及噴淋高度直接影響連鑄坯的橫向溫差[25]. 水量分布測(cè)試結(jié)果表明，現(xiàn)工況下二冷區(qū)噴淋水為過(guò)覆蓋鑄坯或全覆蓋鑄坯冷卻模式，連鑄坯角部冷卻強(qiáng)度大，導(dǎo)致鑄坯橫向溫差較高. 為此，本研究擬通過(guò)調(diào)整噴淋高度，實(shí)現(xiàn)噴淋水部分覆蓋鑄坯，以減小鑄坯橫向溫差. 噴淋水的不同覆蓋模式如圖11所示.

圖11 噴淋水的不同覆蓋類型Fig.11 Different coverage types of the spray water

噴嘴配置優(yōu)化思路為：二冷一段噴淋水采用全覆蓋鑄坯冷卻模式，以保證鑄坯出結(jié)晶器后角部冷卻強(qiáng)度，二冷二段至四段采用部分覆蓋模式，即噴淋水覆蓋寬度占鑄坯寬度的90%，以減小角部冷卻強(qiáng)度，噴淋高度優(yōu)化方案如表3所示. 噴淋高度優(yōu)化后，再次對(duì)噴嘴的水量分布進(jìn)行測(cè)試，測(cè)試結(jié)果如圖12所示. 可知，降低噴淋高度后，鑄坯邊角部水量減少，中心水量增大，其中二冷四段水量分布變化最明顯. 基于優(yōu)化后的水量分布測(cè)試結(jié)果，建立凝固傳熱數(shù)學(xué)模型，分析連鑄坯的溫度變化.

表3 噴淋高度優(yōu)化方案Table 3 Spray height optimization scheme mm

圖12 噴淋高度優(yōu)化前、后水量分布. （a）二冷一段，噴嘴 A；（b）二冷二段，噴嘴 B；（c）二冷三段，噴嘴 C；（d）二冷四段，噴嘴 DFig.12 Water distribution before and after spray height optimization: (a) SegmentⅠ, Nozzle A; (b) Segment Ⅱ, Nozzle B; (c) Segment Ⅲ, Nozzle C;(d) Segment Ⅳ, Nozzle D

圖13為噴嘴配置優(yōu)化后連鑄坯表面中心和角部的溫度變化. 可知，降低噴淋高度后，鑄坯角部溫度明顯升高，鑄坯表面中心與角部最大溫差由優(yōu)化前的326 ℃降低至220 ℃. 此外，降低噴淋高度后，二冷二段回溫由 136 ℃·m-1降低至 129 ℃·m-1.可見(jiàn)，降低噴淋距離可顯著改善鑄坯的橫向冷卻不均勻性，但對(duì)鑄坯縱向回溫影響較小. 再者，降低噴淋高度后，在二冷區(qū)鑄坯角部溫度由721～809 ℃升高至845～954 ℃，結(jié)合SG02鋼熱塑性曲線可知，鑄坯角部熱塑性得到明顯提高. 此外，矯直點(diǎn)角部溫度由優(yōu)化前的845 ℃升高至849 ℃.綜上所述，噴淋高度優(yōu)化后，一方面減小了鑄坯橫向溫差，另一方面鑄坯角部熱塑性得到提高，對(duì)于改善連鑄坯表面裂紋具有重要意義.

圖13 噴嘴配置優(yōu)化后連鑄坯特征位置溫度變化Fig.13 Temperature change of characteristic position after nozzle configuration optimization

4 結(jié)論

（1）原位觀察結(jié)果表明，SG02鋼的脆化是M(C,N)粒子析出與凝固相變共同作用的結(jié)果.SG02鋼中M(C,N)粒子集中在912～1086 ℃之間析出，先共析鐵素體相變發(fā)生在665～723 ℃之間. 此外，奧氏體晶界的鏈狀析出物可作為孕育粒子促使α鐵素體從γ奧氏體晶界向晶內(nèi)生長(zhǎng).

（2）SG02鋼中第二相粒子主要是 V、Ti、Nb元素的復(fù)合碳氮化物. 當(dāng)冷速在0.1～5 ℃·s-1時(shí)，隨著冷速增大，第二相粒子尺寸和數(shù)量均減小，且第二相粒子由晶界處的鏈狀分布向晶體內(nèi)的彌散分布過(guò)渡，提高冷速有助于削弱第二相粒子的釘扎作用，強(qiáng)化鑄坯表層微觀組織. 對(duì)于SG02鋼，若要削弱第二相粒子的釘扎作用，冷速至少應(yīng)大于 1 ℃·s-1.

（3）對(duì)出結(jié)晶器后的鑄坯實(shí)施強(qiáng)冷，二冷一段水量保持不變，增大二段水量至2.8倍，有助于第二相粒子在鋼中的彌散分布，工業(yè)試驗(yàn)證實(shí)了技術(shù)方案的可行性.

（4）通過(guò)降低噴淋高度，采用噴淋水部分覆蓋鑄坯的冷卻模式有利于減小鑄坯橫向溫差，改善連鑄坯的橫向冷卻不均勻性.