基于非調(diào)質(zhì)鋼凝固特性的二次冷卻控制

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程，會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V(C,N)析出以及先共析鐵素體相變的影響，提出了針對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，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工藝主要通過以下兩點(diǎn)來提高鑄坯熱塑性：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，國內(nèi)寶鋼[15]、攀鋼[16]、唐鋼不銹鋼[3]等企業(yè)先后開展了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，且低溫對鑄坯熱塑性的影響不可忽視. 因此，本文通過探究冷速對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SG02鋼的高溫力學(xué)性能進(jìn)行測試.

1.2 噴淋水量分布測試

運(yùn)用北京科技大學(xué)鋼鐵冶金新技術(shù)國家重點(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系統(tǒng)對噴嘴的水量分布進(jìn)行測試. 噴淋測試系統(tǒng)由氣源-水源裝置、調(diào)壓閥組、電器控制柜和綜合機(jī)械平臺組成. 其中，綜合機(jī)械平臺用于安裝噴嘴及性能測試，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)械平臺的自動測試. 實(shí)驗(yàn)過程中，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. 待測試參數(shù)穩(wěn)定后，開啟水量分布測試模式，集水裝置以3 mm·s-1的移動速度通過噴嘴的噴淋范圍. 最后，對集水裝置進(jìn)行拍照，并運(yùn)用該系統(tǒng)檢測軟件來識別水柱高度. 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)的開始析出溫度在1100 ℃左右，而析出峰值對應(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，直至665 ℃完成相變（圖 2（c）、圖 2（d））. 研究表明，相變過程中 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程可分為兩個階段：

（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SG02鋼熱塑性的影響，運(yùn)用場發(fā)射掃描電鏡對高溫共聚焦實(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?、長大提供足夠的能量. 而高冷速下，M(C,N)粒子尺寸和數(shù)量均減小，可從兩個方面進(jìn)行解釋：（1）根據(jù)溶質(zhì)傳輸動力學(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，促使鐵素體在晶內(nèi)長大，起到強(qiáng)化晶界作用. 對于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試結(jié)果，將鑄坯表面沿寬度方向劃分為9個區(qū)域，不同區(qū)域的傳熱系數(shù)由測量的局部水量計(jì)算得出，建模方法詳見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，采用型號為Raynger-3i-Plus的高溫紅外測溫儀對連鑄坯表面溫度進(jìn)行測溫. 為了削弱氧化鐵皮和水霧等因素對測溫結(jié)果的干擾，測溫過程中測溫儀垂直于鑄坯表面，且選取測量位置的最大值作為最終溫度.圖7（a）為根據(jù)測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溫值與模擬值較為吻合，相對誤差范圍為±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）鑄坯表面中心測量值與計(jì)算值對比；（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時(shí)間求導(dǎo)得到瞬時(shí)冷速，然后對二冷各段瞬時(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），溫差過高會帶來較大的熱應(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，本文擬通過開展連鑄坯“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)過第二相的析出溫度區(qū)間，在碳氮化物來不及析出、長大時(shí)，鑄坯表層便被冷卻至較低溫度. 因此，本研究擬對出結(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，會使得高冷速作用于第二相粒子析出溫度區(qū)間外，反而會增大熱應(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 ℃，說明調(diào)整二冷水量對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月在國內(nèi)某鋼廠開展了針對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，本文對鑄坯質(zhì)量不做評價(jià)，而是以軋材表面探傷合格率作為應(yīng)用效果的評價(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]. 水量分布測試結(jié)果表明，現(xiàn)工況下二冷區(qū)噴淋水為過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，再次對噴嘴的水量分布進(jìn)行測試，測試結(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，降低噴淋距離可顯著改善鑄坯的橫向冷卻不均勻性，但對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.

（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.