钢中残留元素对连铸圆坯纵向裂纹的影响

使用Gleeble机测定了不同残余元素含量的连铸圆坯试样的高温力学性能，结果表明：Cu当量（Cu+10Sn）=0.32%的试样在925～1000℃，特别是在950℃的热塑性显著降低。扫描电镜和俄歇电子能谱仪检验发现，此温度下试样沿晶断裂，在奥氏体晶界有Sn偏析。分析连铸生产条件认为，如果拉速较低，结晶器内初生坯壳温度处于此高温脆性区，圆铸坯将可能产生纵裂。试样化学成分见表6-9。

表6-9 试样化学成分（质量分数）（%）

从图6-27可看出，在1000～1300℃温度区，试样A、B的RA值相近，热塑性很好。在此温度区间，结晶器内的坯壳应具有较高的塑性和一定的强度，能抵抗较大的热应力。

图6-27 试样A、B的断面收缩率与温度的关系

在925～1000℃温度区，试样A的RA值急剧下降。如果一次冷却和二次冷却经过这个温度区间，则对坯壳有很大的影响。陈栋梁等人对结晶器内弯月面区域凝固传热的研究表明，拉速越低，弯月面附近初生坯壳的温度越低。当拉速约为1 m/min时，弯月面附近初生坯壳的温度可降低到1000℃以下；拉速约为2 m/min时，初生坯壳的温度约为1200℃。在实际生产中，与试样A对应的铸坯拉速为0.9 m/min，因此弯月面附近初生坯壳的温度可能会降到925～1000℃的脆性区，即使在较小的热应力作用下，初生坯壳也可能沿晶界形成初级裂纹。在二次冷却区，如铸坯表面温度在925～1000℃的脆性区，新的裂纹也可能产生。另一方面，在结晶器内产生的初级裂纹会进一步扩大形成严重的表面纵裂纹。而试样B的RA值在950℃仍为76.69%，它的高温高塑性区范围较宽。而且，与试样B对应的铸坯拉速为1.7m/min，可以保证弯月面附近初生坯壳的温度在良好的塑性区范围内，因而其初生坯壳具有较高的塑性和强度，能承受较大的热应力，所以试样B无纵裂纹产生。

在700～925℃温度区，试样A、B的热塑性都很差。如果在此低塑性区矫直，铸坯还可能会产生横裂纹。但实际操作中，试样A、B铸坯的矫直温度为1000～1100℃，所以铸坯无横裂纹产生。

观察发现，断口形貌以沿晶断裂方式为主，还有少量解理断裂，如图6-28所示。检查断口的元素偏析，结果表明，在沿晶断裂的界面上，有很小的Sn的峰，而在非沿晶断裂（解理断裂）的表面上，没有发现Sn峰，说明有Sn在晶界偏析，在晶界上还发现了B、N、C、P、S的偏析。在电子探针（AES）的检测灵敏度范围内，未发现Cu、As、Sb、Bi、Pb元素的偏析。(www.xing528.com)

图6-28 试样A、B的断口形貌

a）试样A，1000℃ b）试样A，950℃ c）试样B，950℃

通过AES测定，在950℃拉伸的试样A中，Sn在奥氏体晶界有明显的偏析，这是导致热塑性降低的主要因素。原因如下：

1）Sn在晶界偏析降低了晶界的表面能，减弱晶粒间的结合力，加速晶界微孔的萌生与长大。

2）Sn的偏析锁住了晶界不能动，只能形成晶界微孔来消除位错堆积。

3）Sn阻碍了晶界迁移和动态再结晶，而晶界迁移和动态再结晶可以隔断晶界微孔连接，减少微孔形成，有利于恢复热塑性。从试样A、B高温拉伸的应力-应变曲线可知，试样B的动态再结晶温度约为1000℃，而试样A由于有Sn的偏析，动态再结晶温度推迟到1100℃。发生晶界迁移的温度应比动态再结晶的温度低一些，因此试样B的热塑性约在950℃可得到恢复，而试样A的热塑性约在1000℃才能得到恢复。

因为Cu在奥氏体中固溶度较高，扩散速率较低，不易发现它在晶界的偏析。但Nachtrab W T等人在900℃拉断钢样的晶界处发现有Cu、Sn、Sb的偏析，并认为Cu、Sn、Sb在晶界的偏析是促进沿晶开裂的主要因素。由于Cu的扩散速率低，Cu在奥氏体晶界的偏析需要较长时间的保温。试样A的硫含量很低，尽管有S在晶界偏析，但Nachtrab W T等人认为与Cu、Sn的偏析相比，S不是造成这一温度下热塑性降低的主要因素。Matsuoka H等人的对比实验表明，在不含Cu、Sn的高温（900～1000℃）拉伸试样中，当硫含量很低时，MnS的偏析对热塑性的降低作用可以忽略。P在晶界也有偏析，Suzuki H G认为碳含量大于0.25%的钢种，P的偏析可能会造成热塑性降低。