连铸钢坯心部宏观偏析遗传到热轧钢板心部形成严重的异常带状组织, 其中包括大量马氏体/奥氏体(M/A)低温转变相、长条MnS夹杂和粗大Ti, Nb(CN)微合金析出, 容易造成氢致延迟断裂和分层断裂等危害^[1].

微观偏析带状组织形成机制已有很多研究^[2-5].钢坯热轧过程中, 成分偏析区与贫乏区逐渐平行于轧制方向且呈交替间隔分布.冷却过程中贫Mn带先发生铁素体相变, 迫使C原子向相邻偏析带剩余奥氏体扩散, 提高了局部C浓度, 进一步降低了局部相变温度, 直到满足珠光体转变条件而形成了珠光体带.研究表明通过提高冷却速率改变铁素体相变动力学可以有效改善带状组织^[2-5].Kirkaldy认为消除带状组织的冷速需要高于一个临界冷速^[3].Thompson等认为提高相变过程中冷速而将溶质元素高、低含量相邻区域铁素体形核率差别缩小到6 %~8%, 或将C扩散距离限制在Mn偏析带间距一半以内, 就可以避免形成带状组织^[4].最近相场理论模拟结果与先前研究结论一致^[5], 即消除微观偏析带状组织所需临界冷速约为1 ℃/s^[2-5].目前25 mm厚度工业钢板层流冷却冷速可达到7 ℃/s, 远高于1 ℃/s, 但在钢板心部经常发现严重带状组织, 说明基于微观偏析带状组织研究得出的临界冷速判据能否适用钢板心部需进一步探讨.

东北大学RAL实验室开发的超快冷技术(UFC)可将冷速进一步提高至常规层流冷却的2~5倍, 在多条中厚板生产线得到工业化应用^[6].然而, UFC工艺大冷速造成钢板厚度方向上巨大冷速差异, 其能否为心部提供足够冷速而抑制宏观偏析造成的严重带状组织还有待研究.

为此, 本文研究了工业化条件下超快冷工艺对24 mm厚钢板心部异常带状组织形成影响, 探讨了铁素体相变和C扩散等相关机理, 并提出了消除心部宏观偏析区带状组织的临界冷速判据.

钢熔炼化学成分(质量分数, %)为: C 0.12, Si 0.34, Mn 1.48, P 0.015, S 0.002, Nb 0.023, Ti 0.012, Al 0.032, N0.004, Fe余量.同一浇次三块230 mm厚连铸板坯经过1 210 ℃均热保温4 h后在四辊可逆式轧机轧制至24 mm.其中LC和UC1钢为单阶段轧制, 终轧温度分别为960 ℃和950 ℃ (奥氏体非再结晶温度估算为950 ℃), 轧后分别以15 ℃/s层流冷却和40 ℃/s的UFC冷却.而UC2钢采用两阶段轧制工艺, 终轧温度为900 ℃, 轧后冷却方式与UC1钢一样.三张钢板详细工艺和拉伸、冲击性能如表 1所示.

表 1(Table 1)

表 1 LC, UC1和UC2钢板终轧温度、开冷温度、终冷温度及冷却速率 Table 1 Processing parameters of LC, UC1 and UC2 steels 钢 终轧温度/℃ 开冷温度/℃ 终冷温度/℃ 冷却速率/(℃·s-1) 屈服强度/ MPa -40 ℃冲击功/ J LC 960 880 600 15 375 64±37 UC1 950 880 610 40 510 167±8 UC2 900 840 590 40 495 195±14

表 1 LC, UC1和UC2钢板终轧温度、开冷温度、终冷温度及冷却速率 Table 1 Processing parameters of LC, UC1 and UC2 steels

采用光学显微镜(OM)、透射电镜(TEM)和电子探针(EPMA)观察钢板心部纵截面试样显微组织及C, Mn成分偏析情况.OM抛光试样经2%硝酸酒精溶液腐蚀后在Zeiss Aviovert 200 MAT显微镜下观察, 采用截线法测量200个铁素体晶粒尺寸.用电解双喷法制备薄膜试样, 在200 kV Tecnai G² 20 TEM观察.用Shimadzu EMPA-1610型电子探针分析心部试样C和Mn偏析.用Thermo-Calc软件计算宏观偏析及其对铁素体平衡相变温度影响, 提出了消除宏观偏析区带状组织所需临界冷却速率判据.

图 1显示了三种工艺钢板心部带状组织的明显差异.层流冷却LC钢板心部密集分布的带状组织宽度约150 μm, 在显微镜下呈灰色, 与基体中黑色珠光体带有明显区别(图 1a).图 2a高倍放大发现异常带状组织主要由M/A和铁素体组成, M/A组织混杂黄色和青色, 宽度20~100 μm, 有些区域连成片, 间隔着单层多边形铁素体, 铁素体晶粒尺寸为(15.7±4.1)μm.LC钢带状组织内有长约20 μm的灰色条状MnS夹杂, 同时还发现有约5 μm大小的金黄色Ti, Nb(CN)析出颗粒.

图 1(Fig. 1)

图 1 钢板心部带状组织对比 Fig.1 Optical micrographs of microstructural banding at centerline of steel plate (a)—LC钢；(b)—UC1钢; (c)—UC2钢.

图 2(Fig. 2)

图 2 钢板心部显微组织对比 Fig.2 Optical micrographs of microstructure at centerline of steel plate (a)—LC钢；(b)—UC1钢; (c)—UC2钢.

图 1b显示UC1钢板心部带状组织完全消失, 显微组织以针状铁素体为主, 晶粒尺寸为(5.4±1.3)μm, 珠光体尺寸约2 μm, 且弥散分布(图 2b).采用同样UFC工艺冷却的UC2钢板终轧温度降为900 ℃, 其心部形成了微弱珠光体带状组织(图 1c), 宽度为5~12 μm, 间隔着20~100 μm宽的准多边形及少量针状铁素体, 铁素体晶粒尺寸为(5.2±1.4)μm (图 2c).采用UFC工艺的UC1和UC2钢中铁素体晶粒尺寸约是LC钢的1/3, 显微组织得到大幅度细化.

图 3a TEM观察表明LC钢板心部有高密度位错板条组织, 对应于OM下观察到的M/A组织.图 3b显示UC1钢板心部试样铁素体呈针状形貌, 条状渗碳体不规则分布, 还未发展成相互平行的常规层状珠光体结构, 为解离珠光体.图 3c显示UC2钢心部已形成片层状珠光体, 但尺寸及其渗碳体层间距均明显小于常规热轧C-Mn钢珠光体.

图 3(Fig. 3)

图 3 钢板心部TEM照片 Fig.3 TEM micrographs of microstructure at centerline of steel plate (a)—LC钢心部高密度位错板条组织；(b)—UC1钢心部针状铁素体和解离珠光体; (c)—UC2钢心部片层珠光体.

图 4至图 6是LC, UC1和UC2钢板心部试样C, Mn元素分布EPMA图, 其中C偏析形貌与图 1中各钢的带状组织差异有很好对应关系.LC和UC2钢C和Mn偏析带非常明显, 两者位置基本重合, 但UC2钢偏析带尺寸明显小于LC钢.UC1钢板心部富碳区分布均匀, 尺寸约为3 μm, 间距约5 μm, 与图 2b中解离珠光体尺寸及铁素体晶粒尺寸吻合.UC1钢Mn偏析形貌由于显微组织均匀化和试样腐蚀在EMPA视场下不明显, 但仍然可辨析出带状形貌.图中一些高浓度Mn条状区应为MnS夹杂.

图 4(Fig. 4)

图 4 LC钢心部C和Mn分布 Fig.4 EMPA maps of C and Mn segregation at centerline of LC steel plate

图 5(Fig. 5)

图 5 UC1钢心部C和Mn分布 Fig.5 EMPA maps of C and Mn segregation at centerline of UC1 steel plate

图 6(Fig. 6)

图 6 UC2钢板心部C和Mn分布 Fig.6 EMPA maps of C and Mn segregation at centerline of UC2 steel plate

图 7是心部试样垂直于带状组织Mn含量EMPA线扫描结果, 可以看出LC、UC1和UC2钢板心部均有相似严重程度的Mn偏析, 质量分数最高约为3.5%, 为熔炼成分的2倍多, 说明铸坯心部宏观偏析区有高浓度Mn富集, 其含量呈波形分布, 其偏析带间距约为15 μm.

图 7(Fig. 7)

图 7 钢板心部沿厚度方向Mn线分布 Fig.7 Mn segregation across centerline of steel plates

上述结果表明, 应用UFC工艺可以有效抑制甚至完全消除钢板心部宏观偏析区的严重带状组织, 而常规层流冷却无法避免异常带状组织与C偏析带形成.由于通道偏析和疏松等复杂凝固现象, 连铸过程最后凝固的铸坯心部合金元素宏观偏析难以避免^[7].本文所用钢坯来自稳定工艺浇铸同一批次, 其心部具有相似程度Mn偏析, 如图 7显示.工业化热轧工艺条件下Mn原子扩散速率极低, 因此Mn偏析难以改善, 但通过相变过程中冷速来控制C的扩散, 可以显著改变C分布而影响带状组织.大冷速条件下, 铁素体形核与长大快速进行, 晶粒得到有效细化而限制了C的扩散区域, 减轻C在Mn偏析带的富集, 从而改善带状组织.若相变过程中冷却速率足够低, C原子得以充分扩散到Mn偏析带中, 局部淬透性将得到大幅提高, 因此即使在低冷速条件下偏析区也易形成M/A或下贝氏体等低温相, 从而导致如LC钢心部所示的异常带状组织^{[2, 8]}.

以熔炼成分作为凝固初始成分, 用Thermo-Calc热力学软件和TCFE6铁基合金数据库以Scheil凝固模型进行主要影响相变的Mn和Si偏析估算^[9].计算表明, 当固相分数达到0.95时, 残余钢水合金质量分数为3.41%Mn-1.11%Si, 可作为宏观偏析成分.初始凝固δ-Fe中仅有1.08 %Mn-0.20%Si, 可作为贫乏区成分.热力学计算所得富Mn和贫Mn含量与图 7中EPMA线扫描结果吻合, 说明计算结果合理.以两种成分计算得到元素富集区和贫乏区奥氏体向铁素体平衡相变温度Ae₃分别为690 ℃和834 ℃.基于计算结果用Kirkaldy公式估算消除带状组织所需临界冷却速率^[5]:

其中:R_c为临界冷却速率; D为C在奥氏体中扩散系数(2.5×10^-12 m²/s^[5]); ΔT为Mn, Si富集区和贫乏区相变温度Ae₃差(144 ℃); λ是Mn偏析带间距(从图 7测得约为15 μm).最后计算得到消除钢板心部带状组织所需临界冷却速率为8 ℃/s, 远高于文献报道的1 ℃/s^[2-5], 表明消除钢板心部宏观偏析严重带状组织所需工艺条件比消除微观偏析带状组织更为苛刻.

计算还表明Nb和Ti在残余钢水中质量分数可分别达到0.36%和0.11%, 远高于熔炼成分, 因此微合金钢板心部容易观察到微米级粗大Ti, Nb(C, N)析出颗粒.

为了验证所估算临界冷速判据是否合理, 基于生产线轧后冷却控制的ADCOS-PM模型得到钢板心部加速冷却阶段温度曲线^[10], 如图 8所示.采用超快冷的UC1和UC2钢板心部冷速分别可达到12.1 ℃/s和13.4 ℃/s, 而采用层流冷却的LC钢板心部冷速只有5.5 ℃/s, 且冷却时间更长, 为C向相邻富Mn区扩散提供了条件.温度曲线表明UFC工艺为心部提供了高于消除带状组织所需的临界冷速, 而LC钢板心部冷却速率不足以消除带状组织, 这解释了LC与UC1，UC2钢板心部带状组织显著区别的工艺原因.

图 8(Fig. 8)

图 8 加速冷却阶段UC1, UC2, LC钢板心部温度曲线 Fig.8 Temperature plots at centerline of UC1, UC2, and LC steel plates during accelerated cooling

图 9比较了本研究钢板心部偏析带状组织消除所需临界冷速判据与以往研究结果.在相同偏析带间距条件下, 避免心部宏观偏析区形成带状组织所需临界冷速远高于文献报道结果.LC钢板心部冷速不满足临界冷速判据而出现了严重带状组织, 而UC1和UC2钢心部均满足临界冷速要求而避免了严重带状组织.

图 9(Fig. 9)

图 9 消除心部严重带状组织的临界冷却速率判据 Fig.9 Critical cooling rates to avoid severe banding at centerline

应用UFC工艺可以满足抑制钢板心部宏观偏析区域异常带状组织所需的更高临界条件.UC1钢显微组织以针状铁素体和解离珠光体为主, 说明UFC条件下铁素体形核率和长大速率均得到极大提高.针状铁素体形成于较低温度, 其形核位置除奥氏体晶界外还有晶粒内部, 并以类似于贝氏体铁素体的无扩散机制快速长大^[11].图 2b显示即使在Mn偏析严重的心部也形成了大量针状铁素体, 说明UFC将温度降低到连心部偏析带都能发生铁素体相变的更低温度范围, 以针状铁素体相变机制缩小了心部偏析带与贫乏带的铁素体形核率差别, 满足了抑制带状组织所需的相变动力学条件.另外, 针状铁素体尖端快速碰撞到相邻铁素体晶界而停止长大, 形成互锁结构, 将残余奥氏体分割成细小区域, 从而限制了C原子扩散距离.如图 6b所示, 富C区间距约为5 μm, 与铁素体晶粒尺寸一致, 意味着C的扩散距离小于Mn偏析带间距15 μm的一半, 满足了抑制带状组织所需的限制C扩散条件.因此, UFC工艺下针状铁素体相变是钢板心部带状组织消除的相变机制.

UC2钢板心部微弱带状组织表明奥氏体变形状态会影响UFC对带状组织的抑制效果.UC2钢终轧温度为900 ℃, 处于奥氏体非再结晶区, 相变前奥氏体处于加工硬化状态和扁平形状, 增加了奥氏体晶粒内铁素体形核位置, 从而提高了铁素体相变温度^[12].另一方面, 加工硬化使奥氏体损失了淬透性^[12], 进一步提高了相变温度.因此，UC2钢中铁素体相变温度高于UC1钢, 形成了准多边形铁素体为主的微观组织.这部分抵消了UFC降低铁素体相变温度作用, 增加了富Mn层和贫Mn层铁素体形核率差异.此外, 准多边形铁素体晶界相对钝平, 其移动过程以扩散机制的较低速率进行.图 4所示C偏析带间距在20 μm以上, 大于Mn偏析带15 μm间距, 说明C原子得以长距离扩散到相邻Mn偏析带, 满足了珠光体带状组织形成的C扩散条件.因此, 在分析消除带状组织临界冷速条件时, 需进一步研究奥氏体变形状态影响.

1) 钢板心部严重偏析使消除带状组织所需临界冷速提高到8 ℃/s, 超快冷工艺高冷速足以抑制带状组织, 常规层流低冷速无法抑制心部带状组织形成.

2) 钢板轧制后采用超快冷工艺可以有效抑制心部因严重偏析导致的异常带状组织, 其机制是通过提供足够冷速使心部发生针状铁素体相变.

3) 降低终轧温度到奥氏体非再结晶区会削弱超快冷工艺对钢板心部带状组织的抑制作用, 需进一步研究奥氏体加工硬化状态对带状组织形成的影响.