微合金鋼薄板坯連鑄邊角裂紋控制

蔡兆鎮(zhèn)，朱苗勇

東北大學冶金學院，沈陽 110819

薄板坯連鑄連軋是20世紀80年代中后期開發(fā)并得到廣泛應用的一項鋼鐵工業(yè)革命性技術(shù)，在節(jié)能、成本、效益、效率、投資等方面具有顯著優(yōu)勢[1].近年來，隨著鋼鐵企業(yè)品種化戰(zhàn)略實施，以Nb、V、Ti、Al為典型合金化元素的微合金鋼比率逐年提高，薄板坯連鑄連軋也不例外，其產(chǎn)品結(jié)構(gòu)不斷擴大.然而，微合金鋼在連鑄過程裂紋敏感性高，常高發(fā)邊角部橫裂紋，從而造成薄板坯熱軋卷板邊部嚴重翹皮與爛邊等質(zhì)量缺陷.

對微合金鋼連鑄坯邊角裂紋產(chǎn)生機理和控制技術(shù)研究一直備受關(guān)注和重視.多數(shù)研究者[2-4]認為，主要原因是鑄坯凝固過程角部受二維傳熱作用溫度偏低，矯直時處于鋼的第三脆性溫度區(qū)而發(fā)生開裂形成裂紋；部分研究者[5-7]認為，裂紋與其晶間成分偏析或鑄坯振痕深度相關(guān)；亦有學者[8-9]指出奧氏體晶界析出碳氮化物而降低鋼的高溫熱塑性是造成裂紋的主因；部分研究者進一步認為微合金碳氮化物沿鑄坯表層組織晶界呈鏈狀析出是造成微合金鋼連鑄坯角部裂紋的重要原因[10-12].此外，已有研究也表明[13-15]，鑄坯角部奧氏體晶界生成膜狀先共析鐵素體，亦是微合金鋼連鑄坯角部裂紋形成的重要原因.為此，國內(nèi)外鋼鐵企業(yè)針對常規(guī)及厚板坯開發(fā)出了以避開鋼第三脆性溫度區(qū)為目標的二冷配水[2-4]與大倒角結(jié)晶器[16-17]裂紋控制技術(shù)、鑄坯表層組織高塑化的鑄坯表層組織控制（Surface structure control，SSC）[18-19]等裂紋控制技術(shù).然而，薄板坯高拉速連鑄要求結(jié)晶器內(nèi)坯殼高均勻凝固、高溫區(qū)液芯壓下低變形抗力，大倒角結(jié)晶器與SSC等裂紋控制技術(shù)不適用于薄板坯連鑄，目前主要采用二冷弱冷、嚴格控制鋼水氮含量等手段，效果并不理想.

為此，本文立足于國內(nèi)某鋼廠QStE380TM低碳含鈮鈦微合金鋼薄板坯連鑄生產(chǎn)，檢測研究分析了鑄坯角部組織金相結(jié)構(gòu)與碳氮化物析出特點、以及不同冷卻與變形速率條件下鋼的斷面收縮率，在此基礎(chǔ)上數(shù)值仿真研究了不同結(jié)構(gòu)結(jié)晶器和二冷區(qū)內(nèi)鑄坯的溫度與應力演變規(guī)律，探明了薄板坯邊角裂紋產(chǎn)生原因，開發(fā)了相應的裂紋控制新技術(shù)并實施了工業(yè)應用.

1 微合金鋼薄板坯角部凝固組織特征

圖1為某鋼廠在表1所示結(jié)晶器與表2所示二冷配水工藝條件下連鑄生產(chǎn)Qste380TM鋼薄板坯角部皮下5和10 mm處的室溫金相組織.從圖中可以看出，該室溫下的薄板坯角部組織主要由細小均勻的鐵素體與珠光體構(gòu)成，且晶粒較為細小，即使在皮下10 mm深度的組織亦未見明顯粗大奧氏體晶粒、或粗大奧氏體+晶界膜狀鐵素體結(jié)構(gòu)的低塑性組織，如圖1(b)所示.一般認為，該組織結(jié)構(gòu)所對應高溫鑄坯具有相對高的塑性.

圖1 QStE380TM鋼薄板坯角部金相組織形貌.(a) 皮下5 mm; (b) 皮下10 mmFig.1 Morphologies of the microstructure of thin slab corner of QStE380TM: (a) 5 mm beneath the surface; (b) 10 mm beneath the surface

表 1 某鋼廠QStE380TM鋼薄板坯連鑄工藝參數(shù)Table 1 Thin slab continuous casting process of QStE380TM steel in a plant

表 2 4.0 m·min-1拉速連鑄QStE380TM鋼二冷區(qū)各區(qū)水量Table 2 Secondary cooling water flow at the speed of 4.0 m·min-1 for casting QStE380TM thin slab

圖2為上述QStE380TM鋼鑄坯角部皮下5 mm處的析出物掃描形貌及組成.從圖2(a)中可以看出，該鑄坯角部組織的析出物粒子主要集中分布于晶界，而晶內(nèi)的析出數(shù)量較少.晶界上析出物粒子呈明顯的鏈狀結(jié)構(gòu)分布，尺寸約為20 nm.由圖2(b)能譜分析結(jié)果可知，該晶界碳氮化物粒子主要為鈮鈦復合碳氮化物.由前人研究結(jié)果[10-12]可知，鋼組織晶界呈鏈狀集中析出微合金碳氮化物將限制鑄坯在變形過程的晶界變形與滑移，從而顯著降低鋼的高溫塑性.

圖2 QStE380TM鋼薄板坯角部皮下5 mm處析出物的形貌與組成.(a) 析出物掃描; (b) 析出物能譜Fig.2 Morphology of the precipitate of thin slab corner of QStE380TM at 5 mm beneath the surface: (a) precipitate graph of SEM; (b) EDS of the precipitate

2 微合金鋼薄板坯組織塑性演變

QStE380TM鋼薄板坯在不同冷卻與變形速率下的斷面收縮率隨溫度變化曲線如圖3所示.其中，熱模擬測試方案為：以10.0 ℃·s-1加熱速度加熱至1350 ℃，保溫3 min后分別以3.5和15.0 ℃·s-1冷速冷至試樣拉斷溫度，保溫1 min后分別以1.0×10-2和5.0×10-2s-1變形速率拉斷.從圖中可以看出，不同冷卻及變形速率條件下，該鋼在900 ℃以上高溫區(qū)和775 ℃以下低溫區(qū)的斷面收縮率均超過了60%，具有良好的塑性.而當溫度處于775～900 ℃溫度區(qū)時，較低冷速下的鋼組織塑性顯著降低.特別是在較大變形速率下，試樣在850 ℃時的斷面收縮率降至最低，約為35.1%，形成了明顯的第三脆性溫度區(qū).而在較高冷速下，雖然該鋼組織在775～900 ℃溫度區(qū)內(nèi)的塑性亦出現(xiàn)了一定程度降低，但在不同變形速率下的最低斷面收縮率均高于60%.

圖3 不同變形速率條件下QStE380TM鋼斷面收縮率隨溫度變化.(a) 冷卻速率3.5 ℃·s-1; (b) 冷卻速率15.0 ℃·s-1Fig.3 Variation of the reduction in the area of QStE380TM under different tensile rates: (a) 3.5 °C·s-1 cooling rate; (b) 15.0 °C·s-1 cooling rate

以15.0 ℃·s-1冷速冷卻試樣降溫至850 ℃并保溫1 min后空冷至室溫的金相組織與碳氮化物析出透射形貌如圖4所示.從圖中可以看出，強冷卻后空冷至室溫的試樣組織結(jié)構(gòu)與圖1實際連鑄生產(chǎn)條件下的薄板坯角部組織相似.然而，其Ti、Nb元素析出的碳氮化物在強冷卻條件下呈彌散狀分布.據(jù)此可以推斷，QStE380TM鋼在775～900 ℃溫度區(qū)塑性提升的主要作用因素應是微合金碳氮化物實現(xiàn)了彌散析出.為此，提升微合金鋼組織碳氮化物析出溫度區(qū)內(nèi)的冷速，促使其微合金碳氮化物彌散析出，可提升改善鋼組織的高溫塑性.

圖4 強冷卻控冷條件下的試樣金相與析出物透射形貌.(a) 金相組織; (b) 析出物透射形貌Fig.4 Morphologies of the microstructure and distribution of precipitate of the thermal simulation sample under the hard cooling conditions: (a)microstructure; (b) precipitate

3 薄板坯凝固過程熱/力學行為

3.1 結(jié)晶器內(nèi)坯殼的凝固傳熱

連鑄坯凝固過程的傳熱行為直接影響其凝固組織結(jié)構(gòu)與碳氮化物析出分布.為了探明薄板坯結(jié)晶器內(nèi)的凝固傳熱行為，建立了以“薄板坯-結(jié)晶器銅板-冷卻水”系統(tǒng)為計算域的凝固坯殼熱/力耦合有限元模型.其中，針對凝固坯殼與結(jié)晶器間的傳熱，考慮了保護渣膜與氣隙在收縮界面的動態(tài)填充與生成，結(jié)晶器冷卻水槽考慮了冷卻水流動對坯殼凝固的影響，相關(guān)模型詳見本課題組前期已發(fā)表文章[20-21].

圖5為某鋼廠QStE380TM鋼薄板坯典型連鑄工藝下，凝固坯殼角部及其附近區(qū)域渣道內(nèi)的保護渣膜厚度在結(jié)晶器不同高度下的分布.從圖中可以看出，薄板坯結(jié)晶器內(nèi)的寬面與窄面角部、以及其對應附近區(qū)域的保護渣膜厚度分布整體相近，均呈現(xiàn)為在結(jié)晶器上部厚度較薄，且主要集中在鑄坯角部區(qū)域，而隨著凝固坯殼下移，逐漸在寬面與窄面的偏離角區(qū)域集中的趨勢分布.凝固坯殼由彎月面下100下行至400 mm時，其寬面與窄面偏離角區(qū)域的保護渣膜厚度均快速增加，增加量分別達到了0.27和0.30 mm.而在該過程，鑄坯寬面角部和窄面角部的保護渣膜厚度因較早凝固而未明顯增加.

圖5 鑄坯角部區(qū)域的保護渣膜厚度分布.(a) 寬面; (b) 窄面Fig.5 Distribution of mold flux film around slab corner: (a) wide face; (b) narrow face

圖6為薄板坯結(jié)晶器內(nèi)凝固坯殼寬面與窄面角部附近區(qū)域的氣隙厚度分布.某鋼廠QStE380TM鋼薄板坯典型連鑄工藝下，氣隙最先生成于彎月面下約100 mm高度處的鑄坯角部.對于鑄坯寬面角部，氣隙主要集中在距鑄坯角部0～20 mm范圍內(nèi)，且厚度整體隨著鑄坯下行而持續(xù)增加，最大值出現(xiàn)在結(jié)晶器出口處，約為0.33 mm.而對于鑄坯窄面角部，其氣隙主要集中在彎月面下100～820 mm高溫范圍，整體呈在結(jié)晶器中上部快速生長、中下部快速減小的趨勢分布.氣隙厚度最大值位于彎月面下約400 mm高度處，約為0.28 mm.此外，窄面角部氣隙主要集于距離凝固坯殼角部0～10 mm范圍.

圖6 鑄坯角部區(qū)域的氣隙分布.(a) 寬面; (b) 窄面Fig.6 Distribution of air gap around slab corner: (a) wide face; (b) narrow face

受上述薄板坯角部區(qū)域傳熱介質(zhì)分布影響，凝固坯殼角部在結(jié)晶器內(nèi)的演變?nèi)鐖D7所示.在彎月面下0～100 mm范圍內(nèi)，由于鑄坯角部區(qū)域尚未形成氣隙與厚保護渣膜，凝固坯殼在二維傳熱作用下快速傳熱，最大冷速超過了100 ℃·s-1.在該高速冷卻作用下，有助于鑄坯角部形成細小組織晶粒.同時，在該過程的鑄坯角部溫度已降至近1100 ℃，有助于含Ti微合金碳氮化物細化與彌散析出.然而，當鑄坯凝固至彎月面下約110～515 mm高度時，角部的冷速降至了＜5 ℃·s-1水平，甚至在彎月面下約125～160 mm高度出現(xiàn)了返溫.由于溫度下的鋼組織正處于含Nb、Al等微合金碳氮化物高溫析出區(qū)，鑄坯角部緩慢傳熱將促使碳氮化物于其奧氏體晶界集中析出而脆化晶界[22].而當鑄坯繼續(xù)下行，其角部冷速再次回升至5 ℃·s-1以上.為此，應強化鑄坯在薄板坯結(jié)晶器上中部的角部冷卻.

圖7 鑄坯角部溫度與冷卻速度演變Fig.7 Evolution of temperature and cooling rate of slab corner

3.2 二冷區(qū)鑄坯的溫度演變

圖8為QStE380TM鋼薄板坯連鑄過程寬面中心、窄面中心以及角部的表面溫度演變.鑄坯寬面表面，出結(jié)晶器后，受足輥與格柵區(qū)強噴淋冷卻作用，表面溫度延續(xù)其在結(jié)晶器內(nèi)快速降溫的趨勢變化.進入扇形1段（液芯壓下段）后，由于該段的冷卻強度相對足輥與格柵區(qū)有所下降，鑄坯寬面開始出現(xiàn)小幅回溫，整體處于1000～1025 ℃.當鑄坯進入扇形2～4段時，鑄坯寬面冷卻強度進一步逐漸下降，表面溫度整體逐漸回升.當鑄坯出扇形4段時，在空冷作用下，鑄坯寬面溫度整體大幅上升而后在頂彎段入口附近開始緩慢下降，直至出連鑄機.在矯直過程，鑄坯寬面溫度整體高于1080 ℃.

圖8 QStE380TM鋼薄板坯連鑄過程表面溫度演變Fig.8 Evolution of surface temperatures during thin slab continuous casting of QStE380TM

而對于鑄坯窄面，出結(jié)晶器后的凝固坯殼在窄面足輥區(qū)內(nèi)受到2組足輥噴嘴冷卻作用，鑄坯窄面中心的溫度同寬面中心處的溫度同步快速下降.然而，當鑄坯出窄面足輥區(qū)后，由于坯殼窄面無噴淋冷卻作用，其溫度整體快速上升，于液芯壓下段內(nèi)達到最高值約1210 ℃.而后，隨著凝固坯殼厚度持續(xù)增加和熱輻射作用，鑄坯表面溫度開始逐漸下降.當鑄坯進入矯直區(qū)時，其窄面中心的溫度降至了約990 ℃.

而對于鑄坯角部，其溫度整體低于鑄坯寬面與窄面中心.鑄坯出結(jié)晶器后，受窄面足輥區(qū)、寬面足輥及格柵區(qū)綜合強冷卻作用，鑄坯角部溫度快速下降.當鑄坯進入扇形1段（液芯壓下段）時，鑄坯角部溫度下降至最低值約852 ℃.在該過程中，鑄坯角部的平均冷卻速率約為3.9 ℃·s-1.由圖3(a)QStE380TM鋼不同變形速率下的斷面收縮率隨溫度變化測試結(jié)果可知，該溫度下的鑄坯在較大變形速率條件下的斷面收縮率僅約為36%，鑄坯角部極易因液芯壓下變形受力而開裂并擴展成裂紋缺陷.當鑄坯離開液芯壓下段后，鑄坯角部在各冷卻區(qū)內(nèi)整體呈小幅波動上升趨勢變化.在扇形段2～4段的各段段末，鑄坯角部的溫度分別約為901、903和899 ℃，且在矯直全過程角部溫度均保持在895 ℃以上.同樣由圖3(a)可知，鑄坯在矯直過程的斷面收縮率＞57%，具有較高的塑性.在設(shè)備精度滿足要求的前提下，可以認為薄板坯連鑄矯直過程應不會產(chǎn)生明顯的角部橫裂紋缺陷.

3.3 液芯壓下過程鑄坯的應力演變

圖9為QStE380TM鋼薄板坯在13.5 mm液芯壓下量連鑄過程，鑄坯內(nèi)弧寬面等效應力演變.在液芯壓下段內(nèi)，受鑄輥周期性擠壓作用，鑄坯寬面應力均呈周期性波動變化.采用相同壓下增量，即各輥的壓下增量均為1.5 mm，鑄坯寬面中心與1/4處的壓下應力峰值變化較小，集中在40～45 MPa范圍.而對于鑄坯角部，由于其在液芯壓下段內(nèi)的溫度較低，抗變形能力較大，壓下過程的應力峰值相比寬面中心與1/4顯著增加，主要集中在60～65 MPa范圍.結(jié)合圖3(a) QStE380TM鋼斷面收縮率、鑄坯在液芯壓下段及矯直過程的溫度場演變可知，鑄坯在液芯壓下段內(nèi)強受力與組織低塑性應是造成薄板坯內(nèi)弧側(cè)邊角裂紋的主因.

圖9 QStE380TM鋼薄板坯液芯壓下過程應力演變Fig.9 Evolution of QStE380TM thin slab stress during liquid core reduction

4 微合金鋼薄板坯邊角裂紋控制

4.1 裂紋控制策略

由于造成微合金鋼薄板坯邊角裂紋的主因是鑄坯角部凝固過程二相粒子沿組織晶界析出而脆化晶界，鑄坯受液芯壓下大變形與應力作用而開裂.因此，提升鑄坯角部在結(jié)晶器中上部及其出口以下區(qū)域的冷卻強度，彌散化其碳氮化物析出，是解決其邊角裂紋的關(guān)鍵.結(jié)合生產(chǎn)實際，考慮鑄坯角部皮下10 mm范圍內(nèi)的組織碳氮化物均彌散析出，需保證鑄坯角部在結(jié)晶器內(nèi)凝固全程冷速≥10 ℃·s-1、結(jié)晶器出口至液芯壓下段入口區(qū)域的平均冷速≥15 ℃·s-1.

由于現(xiàn)行結(jié)晶器上部銅板無法高效補償凝固坯殼收縮，致使保護渣膜與氣隙在鑄坯角部集中分布，造成凝固坯殼角部無法高效傳熱.為此，研發(fā)可高效補償凝固坯殼收縮的曲面結(jié)構(gòu)銅板，均勻并細小化結(jié)晶器角部區(qū)域的保護渣膜與氣隙，是提升鑄坯角部傳熱效率、彌散其高溫段碳氮化物析出的關(guān)鍵.因此，設(shè)計針對鑄坯角部強冷卻的新噴淋結(jié)構(gòu)，強化結(jié)晶器出口區(qū)域鑄坯角部冷卻，是實現(xiàn)鑄坯角部低溫段微合金碳氮化物彌散析出的保證.

然而，在實際連鑄過程中，強化薄板坯角部冷卻，將加劇其在液芯壓下過程的應力，不利于裂紋控制.改善鑄坯窄面結(jié)構(gòu)，促進其在液芯壓下過程金屬寬展流動，是降低鑄坯角部壓下應力的有效手段.為此，本文設(shè)計了如圖10(a)和10(b)所示的高斯凹型曲面結(jié)構(gòu)結(jié)晶器和如圖10(c)所示的針對鑄坯角部強噴淋的窄面足輥冷卻結(jié)構(gòu).其中，高斯凹型曲面結(jié)晶器沿高度方向的補償量為近似拋物線分布結(jié)構(gòu)，最大補償值位于距結(jié)晶器上口360 mm高度處.

圖10 高斯凹型曲面結(jié)晶器與窄面足輥強冷卻噴淋.(a) 高斯曲面結(jié)晶器示意圖; (b) 高斯曲面結(jié)晶器實物圖; (c)窄面足輥強冷卻噴淋Fig.10 Gaussian concave surface mold and cooling structure for mold narrow face rollers: (a) schematic for Gaussian concave surface mold; (b)practical Gaussian concave surface mold; (c) practical cooling structure for mold narrow face rollers

4.2 高斯凹型曲面結(jié)晶器的傳熱

圖11為高斯凹型曲面結(jié)晶器內(nèi)，鑄坯寬面與窄面角部區(qū)域保護渣膜分布.對于鑄坯寬面，結(jié)晶器不同高度處的保護渣膜分布趨勢與窄面平面結(jié)晶器保護渣膜分布整體相似.但受新結(jié)晶器窄面上部錐度快速補償作用，銅板較好支撐了鑄坯窄面坯殼凝固，限制了鑄坯寬面角部向坯殼窄面中心方向扭轉(zhuǎn)變形，鑄坯角部與偏離角區(qū)的保護渣膜最大厚度分別減小了約10%和20%，一定程度改善了鑄坯寬面角部及其附近區(qū)域的傳熱條件.

圖11 新結(jié)晶器內(nèi)鑄坯角部區(qū)域保護渣膜厚度分布.(a) 寬面; (b) 窄面Fig.11 Distribution of mold flux film around slab corner in the new mold: (a) wide face; (b) narrow face

對于鑄坯窄面，其保護渣膜厚度整體顯著小于窄面平面結(jié)晶器的保護渣膜，最大值由約0.45降至了約0.25 mm，偏離角區(qū)的保護渣厚度亦由約0.7下降至了約0.3 mm，降幅分別達45%和57%，將大幅改善鑄坯窄面角部區(qū)域傳熱.

圖12為新結(jié)晶器下鑄坯寬面與窄面角部氣隙沿高度方向的分布.從圖中可以看出，新結(jié)晶器下的鑄坯寬面與窄面角部氣隙相比窄面平面結(jié)晶器的角部氣隙均大幅減小，并以窄面高度的中部區(qū)域降幅最為顯著，氣隙最大值由約0.28降至了約0.05 mm.對于鑄坯寬面角部，新結(jié)晶器下的氣隙亦平均整體減小近0.1 mm.

圖12 新結(jié)晶器內(nèi)鑄坯角部氣隙分布.(a) 寬面; (b) 窄面Fig.12 Distribution of air gap of slab corner in the new mold: (a) wide face; (b) narrow face

圖13為新結(jié)晶器內(nèi)鑄坯角部溫度與冷速演變曲線.在新結(jié)晶器上部0～100 mm高度范圍，鑄坯角部快速從澆鑄溫度降至約1150 ℃，平均冷速達40 ℃·s-1以上.而后隨著鑄坯繼續(xù)下行凝固，雖然冷速有所下降，但其全程均高于10 ℃·s-1，滿足含Nb、Al等微合金碳氮化物高溫彌散化析出≥5 ℃·s-1冷速要求[22-23]，有助于提高鑄坯角部組織的高溫塑性.

圖13 新晶器內(nèi)鑄坯角部溫度與冷卻速度演變Fig.13 Evolutions of temperature and cooling rate of slab corner in the new mold

4.3 窄面足輥強冷區(qū)鑄坯的熱/力學行為

圖14為窄面足輥強冷配水工藝下薄板坯角部溫度與冷速演變.實施新冷卻工藝后，出結(jié)晶器后的鑄坯角部在窄面與寬面足輥區(qū)強冷卻作用下溫度快速下降，當鑄坯凝固至窄面足輥強冷卻區(qū)出口時，鑄坯角部溫度下降至約727 ℃的最低點，如圖14(a)所示.在該強冷卻過程，鑄坯角部冷速大于20 ℃·s-1，如圖14(b)所示.結(jié)合高斯凹型曲面結(jié)晶器內(nèi)的鑄坯角部冷速演變，鑄坯角部凝固至窄面足輥強冷區(qū)出口的溫度涵蓋了含Nb、Al等碳氮化物的整個析出溫度區(qū)，且全程冷速均高于10 ℃·s-1，可顯著彌散化其微合金碳氮化物析出，整體提高組織塑性.同時，當鑄坯進入矯直區(qū)，其角部溫度達860～880 ℃范圍.由圖3(b)強冷條件下QStE380TM鋼斷面收縮率測試結(jié)果可知，鑄坯角部組織在該溫度區(qū)間內(nèi)矯直過程的斷面收縮率可達70%以上，滿足高塑性矯直的要求.

圖14 薄板坯窄面足輥強冷新工藝下鑄坯二冷溫度場（a）及冷速（b）演變Fig.14 Evolutions of temperature (a) and cooling rate (b) of slab corner during secondary cooling

圖15(a)為高斯凹型曲面結(jié)晶器與窄面足輥強冷作用下的鑄坯寬面應力演變.雖然鑄坯在液芯壓下段內(nèi)的角部溫度僅為727～810 ℃范圍，相對于傳統(tǒng)薄板坯連鑄二冷工藝下的930～852 ℃溫度區(qū)顯著降低，但由于窄面高斯外凸形狀鑄坯在液芯壓下過程金屬更易寬展流動（壓下后的鑄坯窄面形貌如圖15(b)所示），鑄坯在液芯壓下段僅入口處因角部溫度較低出現(xiàn)了約65 MPa的應力峰值，與傳統(tǒng)薄板坯連鑄二冷工藝下的鑄坯角部壓下應力峰值相當.而當鑄坯進入液芯壓下段中下部時，受鑄坯角部溫度快速回升作用，液芯壓下應力峰值降至約51～55 MPa，相比傳統(tǒng)薄板坯連鑄二冷工藝下的壓下應力峰值降低了近20%，有利于防止鑄坯角部裂紋產(chǎn)生.

圖15 新工藝下鑄坯寬面應力演變與鑄坯窄面形貌.(a) 應力演變; (b) 鑄坯形貌Fig.15 Stress evolution of slab wide face under new casting conditions: (a) stress evolution; (b) slab morphology

圖16為某鋼廠采用傳統(tǒng)連鑄工藝與新工藝生產(chǎn)QStE380TM微合金鋼鑄坯角部不同深度下的碳氮化物析出與分布形貌.受結(jié)晶器及窄面足輥區(qū)強冷卻作用，新工藝下的薄板坯距窄面10 mm范圍的角部組織碳氮化物以均小于10 nm尺寸在基體中均勻彌散析出.而傳統(tǒng)連鑄工藝下，鑄坯角部的析出物尺寸較大，且呈鏈狀集中形式析出.新工藝較好解決了微合金連鑄過程因析出物于鑄坯角部組織晶界呈鏈狀形式集中析出而惡化塑性，從而引發(fā)鑄坯角部裂紋的難題.

某鋼廠薄板坯連鑄新技術(shù)于2017年下半年首次上線應用以來，得到了規(guī)?；€(wěn)定推廣應用，實現(xiàn)了包括Qste500TM等全系列微合金鋼全拉速范圍高質(zhì)量穩(wěn)定化生產(chǎn)，熱軋卷板的邊部裂紋率由技術(shù)上線前的平均6.75%下降至目前的平均約0.025%水平.

5 結(jié)論

通過分析某鋼廠QStE380TM微合金鋼薄板坯角部組織結(jié)構(gòu)及其碳氮化物析出形貌、高溫組織斷面收縮率演變，以及鑄坯在結(jié)晶器和二冷鑄流內(nèi)的熱/力學演變規(guī)律，并在此基礎(chǔ)上研發(fā)出基于高斯凹型曲面結(jié)晶器和窄面足輥強冷卻的微合金鋼薄板坯邊角裂紋控制技術(shù)，獲得了如下主要結(jié)論：

(1) 造成微合金鋼薄板坯邊角裂紋的主要原因是，鑄坯在結(jié)晶器中上部、以及其出口至液芯壓下段入口區(qū)域角部冷卻速度較低，微合金碳氮化物在其組織晶界集中析出而形成低塑性組織，液芯壓下過程引發(fā)裂紋形成并擴展.

(2) 采用高斯凹型曲面結(jié)晶器與窄面足輥強冷卻工藝，薄板坯角部從鋼水澆鑄溫度分別以＞10 ℃·s-1和＞20 ℃·s-1冷速在結(jié)晶器和窄面足輥區(qū)內(nèi)強冷卻至約730 ℃，實現(xiàn)了薄板坯角部微合金碳氮化物彌散化析出，提高其組織高溫塑性.同時，高斯窄面凹型曲面結(jié)晶器促進了鑄坯窄面在液芯壓下過程金屬沿寬展流動，降低了鑄坯角部液芯壓下應力，有效防止了微合金鋼薄板坯邊角裂紋產(chǎn)生.