CSP低碳钢薄板连铸坯的连续冷却转变及显微组织细化

2002年2月JOURNALOFIRONANDSTEELRESEARCH

Vol.14,No.1

　Feb.2002

CSP低碳钢薄板连铸坯的连续冷却转变及显微组织细化

于　浩,　康永林,　王克鲁,　柳得橹,　傅　杰

(北京科技大学压力加工系,北京100083)

摘　要:在Gleeble21500热󰃗力模拟机上测试了用CSP技术生产的低碳钢薄板连铸坯变形后的连续冷却转变曲线,并分析了组织演变规律。低碳钢薄板连铸坯的连续冷却相变转变温度较低,且随冷速的提高而降低,其Χ+Α两相区的温度范围较宽,都在150℃以上。相变后的最终组织为大量铁素体加部分珠光体。冷速较低时,铁素体晶粒呈多边形;冷速高时,晶粒多呈尖角形。随着冷速的提高,铁素体晶粒尺寸减小。在本实验变形条件下,当冷速达到15℃󰃗s时,细化的铁素体晶粒尺寸趋于一个极限值,约为8Λm。关键词:连铸坯;组织;相变

中图分类号:TG142.3　　文献标识码:A　　文章编号:100120963(2002)0120042205ContinuousCoolingTransformationandMicrostructureofLow

CarbonSteelThinSlabMadebyCSPLine

YUHao,　KANGYong2lin,　WANGKe2lu,　LIUDe2lu,　FUJie

(UniversityofScienceandTechnologyBeijing,Beijing100083,China)

Abstract:ThetransformationoflowcarbonsteelthinslabmadebyCSPlineduringcontinuouscoolingwassimulatedonGleeble21500thermomechanicalsimulator,andtheevolvingruleofmi2crostructurewasanalyzed.Thephasetransitiontemperatureduringcontinuouscoolingislower,+andisdecreasedwiththeincreaseofcoolingrate.Thetemperaturerangeofdual2phaseregion(Χ)iswider,morethan150℃.ThemicrostructureafterphasetransformationconsistsofferriteΑ

mainlyandsomepearlites.Theferriteshapeispolygonwhenthecoolingrateislow,itbecomesof.Theferritesizeisdecreasedwiththeincreaseofacicularfeatureswhilethecoolingrateincreases

.coolingrate,andreachesalimitofabout8Λmwhenthecoolingrateis15℃󰃗sKeywords:continuouscastingslab;microstructure;phasetransition

　　在世界范围内,以热轧薄板替代部分冷轧板的趋势日益显著,钢材市场对热轧薄板的需求量越来越大。CSP线技术设备比较简单,流程通畅,节省能源,运行可靠,而且工艺比较成熟,生产比较稳定,产量高且质量好,从而得到了较为广泛的应用。但CSP线技术与传统热连轧工艺在以下方面有着显著差异[1]:①坯料铸造过程不同。CSP线的结晶器和冷凝器具有很高的冷却速率。冷却过程中,在电磁搅拌和带液芯轻压下的作用下,减少了粗大的枝晶并使二

基金项目:国家“新一代钢铁材料重大基础研究”项目(G1998061500)

次枝晶破碎,从而得到形状较规则、晶粒尺寸较细小的原始铸态组织;②加热制度不同。在传统的热轧过

程中,坯料有一个冷却析出和加热再溶解的过程,而CSP线连铸坯的温度始终位于奥氏体区,这使得某些元素的碳氮化物或第二相粒子在坯料中的析出及存在形式发生了变化。

　　由于CSP连铸薄板坯与传统厚板坯有较大差异,且未见关于其动态连续冷却相变的研究报道,故探讨变形参数对其相变、组织及性能的影响机制具

作者简介:于　浩(19702),男,博士生;　　收稿日期:2001205221;　　修订日期:2001207206

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第1期　　　　　　　　　　于　浩等:CSP低碳钢薄板连铸坯的连续冷却转变及显微组织细化　　　　　　　　2月

有重要的理论意义和生产实用价值。本文利用Glee2

力模拟实验机和光学显微镜等手段,研ble21500热󰃗

究了50mm厚低碳钢CSP薄板连铸坯的连续冷却相变和组织演变规律,分析了变形、冷却速率等因素对组织性能的影响。

1　实验用料及方案

　　50mm厚低碳钢(珠江牌号ZJ400)CSP薄板连铸坯的试料取于均热炉前飞剪处,其化学成分(质量分数,%)为:C0.18～0.20,Mn0.29～0.32,Si0.08～0.10,P≤0.018,S≤0.006,Cu≤0.26,Al≤0.032。铸坯被直接加工成模拟实验试样,尺寸为<10mm×15mm。

态CCT曲线。

　　(2)试样以100℃󰃗s的速度加热至1050℃后,以1℃󰃗s的速度加热至1150℃,保温10s;再以0.5℃󰃗s的速度冷却至室温,记录膨胀量2温度曲线。

　　(3)试样以100℃󰃗s的速度加热至1050℃后,以1℃󰃗s的速度加热至1150℃,保温10s后水淬。　　(4)试样以100℃󰃗s的速度加热至1050℃后,以1℃󰃗s的速度加热至1150℃,保温10s;再以5℃󰃗s的速度冷却至1100℃,压下2.4mm(工程应变为16%),变形速率为1󰃗s。然后以5℃󰃗s的速度冷却至950℃,压下4.6mm(工程应变为36.5%),变形速率为20󰃗s。变形后水淬。

　　依据Gleeble21500热󰃗力模拟机的力能技术参

数,并参考部分现场生产工艺规程,制定了下列模拟实验方案:

　　(1)试样以100℃󰃗s的速度加热至1050℃后,以1℃󰃗s的速度加热至1150℃,保温10s;再以5℃󰃗s的速度冷却至1100℃,压下2.4mm(工程应变为16%),变形速率为1󰃗s;然后以5℃󰃗s的速度冷却至950℃,压下4.6mm(工程应变为36.5%),变形速率为20󰃗3、5、7、10、15、s。变形后分别以1、20、30℃󰃗s的速度冷却至室温,用热膨胀法测定动

2　实验结果及分析2.1　实验数据及动态CCT曲线的分析　　发生相变时不同相的比容差异会导致其热膨胀曲线出现拐点,这是热膨胀法测定相变温度的理论依据。本文作者利用Origin软件对Gleeble21500热󰃗力模拟机记录的膨胀量2温度数据进行了处理。ZJ400钢的连续冷却转变温度和动态CCT曲线分

别见表1和图1。

　　由试验方案(2)测得ZJ400钢的静态相变温度

表1　ZJ400钢的连续冷却转变温度及显微硬度

Table1　ContinuouscoolingtransformationtemperatureandmicrohardnessofZJ400

(℃・s-1)冷速󰃗

AA

182358583.5

378856788.1

576955189.4

773854090.9

1072852792.2

1571653292.5

2070653891.1

3069554592.5

℃r3󰃗℃r1󰃗

硬度(HRB)

Ar3、Ar1分别为835℃和602℃。分析表1的实验结

果可以看出,变形后Χ→Α的转变温度降低了。一方面,这是因为变形后的组织处于不稳定的高自由能状态,具有一种向着变形前自由能较低状态恢复的趋势;另一方面,Χ→Α转变属于受界面控制的扩散型相变,冷速提高时过冷度增大,使Χ→Α的自由焓差增加,从而导致相变温度降低。碳虽然有降低Ar3温度的特性,但由于该钢中的碳含量较低,其影响与变形的影响相比很小。Ar3的值随冷速的提高而降低。

图1　ZJ400钢的CCT曲线

Fig.1　CCTcurveofZJ400

　　从表1还可看出,ZJ400钢的显微硬度值随冷速的提高而增大,但当冷速超过15℃󰃗s时,这一硬度

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几乎不再发生变化。这是因为当冷速在一定范围内变化时,随着冷速的提高,变形晶粒的回复软化作用减弱,组织中保留了足够高的位错等缺陷的储能,结构强化增强,因此组织的硬度值升高。

　　相变温度Ar3低,奥氏体区域大,对获得细晶粒铁素体较为有利。这是因为铁在铁素体区中的自扩散系数比在奥氏体区中高一个数量级,同一温度下处于铁素体状态的晶粒长大要容易的多。若能保证晶粒扁平化温度与Ar3温度之间施加足够的变形量,将使Χ→Α相变的比值提高。由图1还可看出,本实验中Χ+Α两相区的温度范围较大,都在150℃以上。故在控制轧制后的冷却中,应依据产品的性能要求和设备的能力采用快速强力冷却措施,以避免铁素体晶粒的过分长大。2.2　显微组织分析

　　影响晶粒细化的主要原因有:①相变前奥氏体晶粒的有效界面面积和奥氏体晶粒的有效直径;②在相变温度Ar3以下两相区内的冷速。以下着重从影响这两个方面的因素来分析相变后的最终显微组织。图2和图3是ZJ400钢相变后的显微组织。　　用CSP技术生产的ZJ400薄板连铸坯的截面组织为较细的树枝晶,枝晶宽度约在几Λm到30Λm之间[图2(a)],而传统厚板坯粗轧后的晶粒尺寸约

[2]

为40Λm。这是由于铸坯薄(50mm)时冷速高,从而形成沿断面分布较均匀的细小组织。1150℃高温均热未变形淬火的奥氏体晶粒比变形后淬火的奥氏体晶粒大得多,且变形后的晶粒包括再结晶奥氏体晶粒和未再结晶的变形奥氏体晶粒,其平均尺寸约

(c)。良好的铸态组织及细化的为21Λm,见图2(b)、

再结晶奥氏体晶粒和未再结晶的变形奥氏体晶粒为最终铁素体晶粒的细化奠定了基础。

　　在图3中,冷速较低时,铁素体晶粒呈多边形;冷速高时,铁素体晶粒基本呈尖角形。这是因为变形不仅使铁素体晶粒的形核率大大提高,而且使奥氏体的表观距离缩短,增加了已在相对的界面上形核并且正在长大的Α晶粒的相遇机会[3]。在非再结晶区大压下量变形后的先共析Α晶粒,其形状不完全是各向同性的,类似于厚度方向上受到压缩的扁平体,即形成最终组织中的尖角形晶粒。→Α转变是扩Χ

散型相变,因为Ar3相变温度低,随冷速的提高过冷度增大,所以这种转变不但促进了新Α晶粒的进一步形核,并且延迟了Α晶粒向未相变Χ基体中的生长,所以最终组织中Α铁素体的体积分数增大且晶粒尺寸细小。

　　铁素体晶粒的尺寸随着冷速的提高而减小。冷速为1℃󰃗s时,铁素体晶粒粗大,平均尺寸约为20Λm,且由于冷速低,出现带状珠光体组织;冷速为10℃󰃗s时,出现了较粗大的魏氏体组织;但当冷速达到15℃󰃗s时,晶粒尺寸几乎不再发生变化,最终组织为索氏体。不同冷速下的晶粒尺寸如图4所示。在未再结晶区变形,突破了单纯细化再结晶奥氏体晶粒只能使Χ→Α相变比值达到1的极限。实验结果表明:在此次实验的变形量下,因形核密度已基本饱和,Χ→Α的相变比值虽然随着冷速的提高而增大,但却基本趋向于极限值3。若想进一步细化铁素体晶粒,仅靠提高冷速是不行的,必须继续增大变形程度。

　　图3(e)中的魏氏体组织可能是由以下原因造成的:形变奥氏体晶粒由两部分组成,一部分是再结晶晶粒,另一部分是未再结晶晶粒,见图2(c)。再结晶的奥氏体晶粒细小,在其晶界上析出的铁素体往往也比较细小。在未再结晶区进行变形,能提高多边形

(a)原始铸态组织;　(b)1150℃未变形淬火组织;　(c)变形淬火组织

图2　ZJ400钢的铸态组织及不同条件下的奥氏体组织

Fig.2　MicrostructureofZJ400undercastingandotherconditions

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(a)1℃󰃗s;　(b)3℃󰃗s;　(c)5℃󰃗s;　(d)7℃󰃗s;　(e)10℃󰃗s;　(f)15℃󰃗s;　(g)20℃󰃗s;　(h)30℃󰃗s

图3　ZJ400钢不同冷却速率下的显微组织

Fig.3　MicrostructuresofZJ400underdifferentcoolingrates

Α晶粒的形核率和增加形核点。但部分未再结晶的

晶粒变形后仅被拉长,晶粒并没有被变形带分割,因此铁素体的形核点可能较少,在某一特定的冷速下(本实验为10℃󰃗s),容易形成粗大的铁素体晶粒和针状组织。由于并非所有的变形奥氏体都具有相同的Α形核能力,所以由部分再结晶奥氏体晶粒生成的铁素体是不均匀的,这一不均匀性导致了相变后的混晶组织,它对材料的强度影响不大,但对韧性有较大的影响[4]。钢中魏氏体组织的形成主要取决于

钢的化学成分、奥氏体晶粒尺寸和冷速。在成分一定时,奥氏体晶粒的大小和冷速决定了是否能形成魏氏体组织。增加总压下量或每道次采用最大压下量,并且保证在奥氏体未再结晶温度与Ar3温度之间施加足够的变形量,适当提高冷速,可避免形成魏氏体组织。

3　结　论

　　(1)ZJ400钢的连续冷却转变温度随冷速的提

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(a)不同冷速下的铁素体晶粒尺寸;　(b)不同冷速下的Χ→Α相变比值

图4　不同冷速下的铁素体晶粒尺寸及Χ→Α相变比值

Fig.4　Ferritesizeandthetransformationrateofaustenitetoferriteunderdifferentcoolingrates

高而降低,其相变温度较低,但Χ+Α两相区的温度

范围较大,都在150℃以上。故在控制轧制后的冷却过程中,应依据产品的性能要求和设备的能力采用快速强力冷却措施,以避免铁素体晶粒的过分长大。　　(2)用CSP技术生产的ZJ400薄板连铸坯的铸态组织比较均匀,比传统热轧厚板坯粗轧后的晶粒尺寸细小。高温变形后的淬火组织包括再结晶奥氏体晶粒和未再结晶的变形奥氏体晶粒,平均晶粒尺寸约为21Λm。

　　(3)ZJ400钢连续冷却转变的显微组织为大量铁素体加部分珠光体。铁素体的晶粒尺寸随冷速的提高而减小。在本实验变形条件下,当冷速超过15℃󰃗s时,晶粒尺寸约为8Λm,且冷速继续增大,晶粒

尺寸几乎不再发生变化。故在变形量一定的条件下,仅依靠提高冷速来细化晶粒存在一个极限值。

参考文献:

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