双辊薄带连铸技术可以将液态金属作为原料, 利用2个旋转方向相反的铸辊作为结晶器, 直接浇铸出1~5 mm厚的薄带, 是一种短流程近终成形技术, 该技术可以缩短传统带钢的生产流程^[1-3].相对于传统厚板坯生产流程, 基于该技术制备薄带钢可以省去加热炉、粗轧机组和精轧机组等设备, 超薄带钢生产线可以缩短至60 m^[3-4].双辊薄带连铸的凝固过程为典型的亚快速凝固过程, 冷却速率可高达1 000 ℃/s^[5].双辊薄带连铸的凝固特点为铸态组织的调控带来了一定的优势, 如控制析出和细化夹杂物的尺寸^[6].

基于双辊薄带连铸技术独特优势, 开发和生产钢铁材料是钢铁工业发展的重要方向.目前, 双辊薄带连铸技术已经成功应用于低碳微合金钢的生产, 美国Nucor钢铁公司建成了世界上第一条商业化双辊薄带连铸带钢生产线, 命名CASTRIP^®生产线^[7].Nucor钢铁公司对其CASTRIP^®生产线所生产的低碳含Nb微合金钢进行了相关报道^[7-8].但目前除了Nucor钢铁公司, 国内外对于低碳微合金钢铸带的铸态组织分析的研究工作比较少, 铸态组织的调控需要进一步深入研究.

本文在实验室条件下开展双辊薄带连铸实验, 制备了一条低碳微合金钢铸带.对铸带的凝固组织、室温组织、析出及位错进行了观察和分析, 为双辊薄带连铸技术开发低碳微合金钢提供参考.

实验以东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室(RAL)双辊薄带连铸机所制备的低碳微合金钢铸带为原料.铸带的主要化学成分(质量分数, %)为C 0.13, Mn 0.853, Si 0.21, Ti 0.031, Al 0.012, O 0.006 9, N 0.004 2, S 0.005 1, P 0.003 2, 余量为铁.

图 1为双辊薄带连铸实验示意图.在实验过程中, 钢包中的钢水是由实验室50 kg真空感应熔炼炉制备, 将中间包预热至1 200 ℃, 控制钢水浇注温度为1 530 ℃, 将钢包中的钢水浇铸到中间包内, 钢水经过中间包流入铸辊间形成熔池.钢水经由铸辊辊缝凝固并导出形成铸带, 铸带导出辊缝后直接空冷至室温(二次冷却过程), 铸带的导出速率为40 m/min.所制备铸带的厚度约为2.2~2.4 mm, 宽度为110 mm.

图 1(Fig. 1)

图 1 双辊薄带连铸实验示意图 Fig.1 Schematic diagram of twin-roll strip casting experiment

在铸带宽度的四分之一位置切取金相试样, 首先用砂纸打磨和抛光膏抛光, 然后进行腐蚀.铸带的凝固组织采用Dickenson腐蚀液进行腐蚀, 铸带的室温组织观察采用4 %硝酸酒精腐蚀.用LEICA DMIRM型光学金相显微镜对铸带显微组织进行观察和分析, 采用FEI Tecnai G2 F20型透射电镜观察析出形态及位错分布, 透射样品取样位置为铸带厚度的四分之一位置.

图 2为沿铸带厚度方向的凝固组织金相照片.可见铸带的凝固组织主要由柱状晶组成, 心部没有形成明显的等轴晶.此外, 铸带的一次枝晶方向基本平行, 与铸带表面的角度约为0~35°.一次枝晶间距约为17~26 μm, 二次枝晶间距约为12~15 μm.由式(1)计算凝固速率约为578~1 436 K/s, 具体计算公式为^[9]

图 2(Fig. 2)

图 2 铸带的凝固组织 Fig.2 Solidification structure of as-cast strip

(1)

式中:d, 分别为二次枝晶间距和凝固速率.传统厚板坯的二次枝晶间距为100~200 μm, 薄板坯连铸的二次枝晶间距为50~100 μm, 因此薄带连铸的亚快速凝固过程可以有效细化凝固组织.

图 3为铸带原奥氏体晶界的金相组织(箭头所指的白色晶界铁素体勾勒出原奥氏体晶界).可以看出铸带的原奥氏体晶粒比较粗大, 尺寸约为250~410 μm.原奥氏体晶粒的形态主要为等轴状, 铸带两侧的原奥氏体晶粒没有出现明显的柱状结构.

图 3(Fig. 3)

图 3 铸带原奥氏体晶界的金相组织 Fig.3 Prior austenite grain of as-cast strip

图 4为在光学显微镜高倍下和扫描电子显微镜下观察到的铸带微观组织.可以看出铸态组织主要由魏氏铁素体、珠光体和不规则铁素体组成, 其中不规则铁素体的形态主要为长条针状和多边形, 如图 4a所示.低碳微合金钢中魏氏铁素体的形成主要与原奥氏体晶粒大小及冷却速率有关, 本研究中铸带的原奥氏体晶粒尺寸比较粗大(250~410 μm), 有利于魏氏铁素体的形成, 因此在铸态组织的原奥氏体晶界上形成了大量的魏氏铁素体.通常, 魏氏铁素体是一种过热缺陷组织, 它会使钢的力学性能, 特别是冲击韧性和塑性大幅降低.因此, 应该调整合适的化学成分、铸轧工艺和二次冷却方式以避免魏氏铁素体的产生, 从而改善铸态组织及力学性能.此外, 在铸态组织中可以观察到有夹杂物诱导针状铁素体形核, 如图 4b所示.针状铁素体可以有效改善低碳微合金钢的韧性, 因此在铸带组织中应提高针状铁素体的数量.针状铁素体的形成与原奥氏体晶粒尺寸、夹杂物的种类、夹杂物的数量及冷却速率等有关, 在本实验铸带中没有得到大量的针状铁素体组织.一方面可能是由于铸带中夹杂物的数量比较少, 如图 4c所示; 另一方面可能是由于冷却速率(二次冷却方式)不能满足针状铁素体的形成条件.

图 4(Fig. 4)

图 4 铸带的显微组织 Fig.4 Microstructure of as-cast strip (a)(b)—OM; (c)—SEM.

图 5为铸带组织中位错的透射电镜照片.在透射电镜下观察到铸带组织中有大量的位错, 铸带中位错的产生一方面是由于铸轧过程中铸带在铸辊间受到铸轧力, 导致位错的产生; 另一方面是由于铸带导出铸辊辊缝后, 在二次冷却过程中铸带不同位置的冷却速率不同, 并且形成的组织分布不均匀, 铸带内部产生了应力, 导致位错的产生.

图 5(Fig. 5)

图 5 位错的透射电镜照片 Fig.5 TEM image of dislocations

图 6为析出物的透射电镜照片及能谱分析.在图 6a中有大量的细小弥散的析出物存在, 由图 6b的能谱分析可知该析出为TiC析出.其形态主要为球状和椭球状, 它的直径的范围为8~15 nm.该现象说明双辊薄带连铸的亚快速凝固过程及后续的二次冷却过程并不能明显抑制TiC在低碳微合金钢的铸带组织中析出.此外, 在TEM照片中观察到许多渗碳体析出, 如图 6c和6d所示.渗碳体的形态为短棒状, 其长度范围约为60~110 nm.

图 6(Fig. 6)

图 6 析出物的透射电镜照片及能谱 Fig.6 TEM images of precipitates and EDX analysis (a)—TiC析出；(b)—析出物A的能谱分析; (c)—渗碳体析出；(d)—析出物B的能谱分析.

1) 铸带的凝固组织是由柱状晶组成, 没有明显的等轴晶形成.二次枝晶间距约为12~15 μm, 相对于传统厚板坯凝固组织得到明显细化.铸带在铸辊的辊缝间凝固速率高达578~1 436 K/s.

2) 双辊薄带连铸低碳微合金钢的铸态组织的原奥氏体晶粒比较粗大, 约为250~410 μm.铸态组织是由魏氏铁素体、珠光体和不规则铁素体组成.

3) 铸带组织中存在纳米级TiC析出, TiC析出不能被双辊薄带连铸的亚快凝固过程及后续的二次冷却过程明显地抑制.此外, 铸态组织中存在短棒状的渗碳体和大量的位错.