CN113414362A - 一种同时提高高碳钢小方坯角部强度与塑性的冷却制度方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种同时提高高碳钢小方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，属于连铸技术领域。所述制备方法包括：S1：在高碳钢方坯连铸生产的二冷区段，采用非均匀冷却工艺对方坯进行冷却；在二冷区出口处，方坯的角部的温度为A℃、方坯铸坯面部除角部外，其他部位的温度为B1～B2℃，B1大于等于A，A的取值为195～205，B2的取值为790‑810，B1小于B2；S2：方坯经二冷区冷却后进入空冷区，坯件角部的温度回升至495‑505℃，之后坯件整体冷却至室温。本发明工艺流程简单、易于操作实现、能够实现高碳钢方坯角部强度与塑性的同时提升，性能提升效果显著；便于大规模工业化应用。

Description

一种同时提高高碳钢小方坯角部强度与塑性的冷却制度方法

技术领域

本发明公开一种同时提高高碳钢小方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，属于连铸技术领域。

背景技术

在钢铁冶金中，连铸是一种由连铸机将具有一定过热度的钢水连续浇注成型的工艺，钢包中熔融的钢液通过长水口进入中间包内，中间包再通过浸入式水口将钢液输入到结晶器铜模中。钢液经过水冷结晶器铜模壁时接触表面冷却，形成了包裹着液芯的铸坯，在引锭杆牵引下被连续不断地拉出结晶器，并在辊子的支撑下进入二冷区，铸坯在二冷区经由喷雾器强制水冷，使得坯壳内部的液芯快速冷却，坯壳变厚，铸坯出二冷区进入空冷区，由于冷却强度的降低，铸坯表面发生一定程度的回温，此即一个完整的连续铸钢过程。

从连铸坯中获得的热轧盘条钢是一种常见的高碳钢，作为汽车轮胎钢帘线的原材料，在使用时会受到弯曲、拉伸和推拉扭转等各种循环应力，因此为了保证行车安全的同时减轻轮胎整体重量，生产优质高碳钢具有重要意义。对于高碳钢连铸的实际生产中，往往期望得到小片层间距的均匀化片层状珠光体铸态组织来达到后续热轧拉拔工艺所要求的强度和塑性，这种常规的铸态组织可以在均匀的温度场和合适的冷却条件下形成，所以连铸过程中的二次冷却条件对高碳钢铸坯组织以及凝固质量都有着重要的影响。

目前工业上对于生产高碳钢所采用的二冷冷却强度有两种看法，一种观点认为在可以防止铸坯鼓肚的前提下，应采用较弱的冷却强度，钢水的凝固速度不会随着冷却强度的增大而显著增加，相反，若冷却强度过大会造成铸坯表面温度很低，从而在铸坯表面形成很大的热应力，增大裂纹出现的可能性，但是较弱的冷却强度不利于形成细片层状珠光体铸态组织，片层间距的增大会造成组织强度的降低，难以满足后续工艺对铸坯强度的要求；另一种观点则认为高碳钢连铸过程应采用二冷强冷，一方面，二冷强冷可以产生高分数的小片层珠光体组织，这种组织可以改善高碳钢的力学性能，另一方面，强冷可以产生更深的温度梯度,在凝固前沿形成细小的枝晶,这样，在钢液凝固过程中，溶质就不会被推向铸坯中心而造成元素偏析，此外，二冷强冷可以避免网状渗碳体的形成并改善等轴晶的致密性，网状渗碳体倾向于沿晶界析出，是表面裂纹的潜在来源。但若一味采用强冷获得极细片层状珠光体铸态组织，又会降低铸坯的塑性，同样也难以满足后续生产。

发明内容

本发明为了克服上述现有技术的不足，提供了一种同时提高高碳钢铸坯角部强度与塑性的方法，可以更好地满足后续生产工艺对于铸坯力学性能的要求。

本发明的目的通过以下技术方案来实现：

本发明一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，包括以下步骤：

S1：在高碳钢方坯连铸生产的二冷区段，采用非均匀冷却工艺对方坯进行冷却；在二冷区出口处，方坯的角部的温度为A℃、方坯铸坯面部除角部外，其他部位的温度为B1～B2℃，B1大于等于A，A的取值为195～205，B2的取值为790-810，B1小于B2；

S2：方坯经二冷区冷却后进入空冷区，坯件角部的温度回升至495-505℃，之后坯件整体冷却至室温。

在工业上应用时，S1中，通过改变喷嘴排布方式，增大两个相邻喷嘴在铸坯角部区域重合的水冷面积，从而达到二冷区域方坯角部高强度冷却，方坯角部在二冷区出口处温度保持在200℃左右，铸坯面部在二冷区进行常规冷却，铸坯面部在二冷区出口温度保持在800℃左右。在本发明中所述步骤S1中，铸坯角部在二冷区的冷却强度接近淬火。

在工业上应用时，S2中，空冷区对铸坯的冷却强度明显减弱，来自铸坯内部钢液凝固放出的热量与来自铸坯面部的传热量使铸坯角部温度大幅回升至500℃左右，之后缓慢冷却至室温。

作为优选方案；本发明一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，A的取值为198～203；且B2的取值为795-805。

作为进一步的优选方案；本发明一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，A的取值为199～201；且B2的取值为799-802。

作为优选方案；本发明一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，方坯经二冷区冷却后进入空冷区，坯件角部的温度回升至498-503℃。

本发明一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，空冷后产品角部的抗拉强度-产品面部的抗拉强度≥35MPa；空冷后产品角部的断后延伸率-产品面部的断后延伸率≥5％。

本发明一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，所述高碳钢以质量百分比计包括：C 0.72％-0.82％、Si0.2％-0.22％、Mn0.5％-0.52％、P≤0.01％、S≤0.02％、Cr0.02％、Al≤0.002％；余量为Fe。

作为优化后的方案，本发明一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，当所述高碳钢以质量百分比计由下述组分组成时：C 0.82％、Si0.22％、Mn0.52％、P0.01％、S0.02％、Cr0.02％、Al0.002％；余量为Fe；铸坯角部的抗拉强度达为400～406MPa、铸坯角部的断后延伸率为15～16.5％。

作为常规检测：

对铸坯角部和面部中心取样，利用光学显微镜对试样进行金相组织观察；对试样进行金相组织观察所用的腐蚀剂为4％硝酸酒精溶液，金相照片放大倍数为500倍。

用拉伸试验机对试样进行拉伸性能测试。拉伸试验中评价铸坯角部与面部中心试样的性能指标有抗拉强度和断后延伸率。

用扫描电子显微镜对试样拉伸断口形貌进行观察。扫描电子显微镜光源为钨丝灯或场发射的一种，断口形貌照片的放大倍数大于等于3000倍。

原理和优势

本发明首次尝试了在高碳钢方坯连铸生产过程中，对二冷区段，采用非均匀冷却工艺对方坯进行冷却；通过控制在二冷区出口处，方坯的角部的温度为A℃、方坯铸坯面部除角部外，其他部位的温度为B1～B2℃，B1大于等于A，A的取值为195～205，B2的取值为790-810，B1小于B2；使得方坯的角部的强度和延伸率得到同步大幅提升；这为后续制备高性能产品提供了必要条件。

附图说明

图1是本发明实施例1位于二冷区出口的高碳钢铸坯的实物图；

图2是本发明实施例1的金相组织形貌图；

图3是本发明实施例1的拉伸性能曲线图；

图4是本发明实施例1的SEM断口形貌图；

图5是本发明实施例2的金相组织形貌图；

图6是本发明实施例2的拉伸性能曲线图；

图7是本发明实施例2的SEM断口形貌图；

图8是本发明对比例1的金相组织形貌图；

图9是本发明对比例1的SEM断口形貌图；

图10是本发明对比例2的金相组织形貌图；

图11是本发明对比例2的拉伸性能曲线图；

图12是本发明对比例2的SEM断口形貌图；

图13是本发明对比例3的拉伸性能曲线图。

具体实施方式

下面对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

本发明实施和对比例中高碳钢以质量百分比计由下述组分组成：C 0.82％、Si0.22％、Mn0.52％、P0.01％、S0.02％、Cr0.02％、Al0.002％；余量为Fe。

实施例1

高碳钢小方坯(150×150mm)进行连铸生产，在二冷区对铸坯角部进行高强度冷却，使铸坯角部在出二冷区时温度为200℃，铸坯面部在二冷区的冷却方式为正常冷却，铸坯面部在出二冷区时温度为800℃，二冷区出口位置的铸坯如图1所示，随后铸坯进入空冷区自由冷却，铸坯角部温度大幅回升至500℃，铸坯面部温度小幅回升，铸坯在空冷区自由冷却至室温。在铸坯角部和面部分别取金相样(20×20×20mm)，依次用400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#碳化硅金相砂纸打磨后，用粒度为1.5μm的金刚石研磨膏进行抛光，用无水乙醇进行超声清洗，最后用4％硝酸酒精溶液擦拭金相试样抛光面3s后立即用无水乙醇冲洗，完成金相试样的腐蚀，铸坯角部与面部的金相组织如图2所示，其中(a)铸坯角部金相组织,(b)铸坯面部金相组织，从图2中可以看出铸坯角部冷却到室温后形成的金相组织为回火索氏体，即由颗粒状渗碳体均匀分布在铁素体基体上的组织，铸坯面部的室温金相组织为片层状珠光体，回火索氏体由于对位错的阻碍作用远小于片层状珠光体，所以铸坯角部的塑性性能得到大幅提高，另一方面，高冷速条件下形成的回火索氏体晶粒尺寸小于常规冷却方式形成的珠光体晶粒，由于细晶强化的作用使得铸坯角部强度略高于铸坯面部。

结果表明：铸坯角部经过二冷区超强度冷却以及空冷区的大幅回温后，生成颗粒状渗碳体均匀分布于铁素体基体上的组织，即回火索氏体；而铸坯面部在正常冷却制度下生成的为片层状珠光体组织。

在铸坯角部和面部分别取拉伸试样(直径3mm，长60mm)，经400#碳化硅砂纸初步打磨后进行拉伸，拉伸测试在Instron 3369拉伸试验机上进行，拉伸性能如图3所示，铸坯角部试样抗拉强度达到了405.79MPa,断后延伸率达到了16.2％，而铸坯面部试样抗拉强度仅为362.35MPa,断后延伸率仅为9.3％。试样SEM断口形貌如图4所示，其中(a)铸坯角部断口形貌(b)铸坯面部断口形貌，从图4中可以看出铸坯角部断口存在几个大且深的韧窝，表明该断口为以韧性断裂为主的断裂方式，样品塑性较好；而铸坯面部无韧窝存在，断口形貌呈现河流状解理，这表明该断裂方式为脆性断裂，样品塑性较差。

结果表明：与正常冷却制度下的铸坯面部相比，铸坯角部的力学强度和塑性均得到了明显的同时提高；铸坯面部试样拉伸断口为脆性断裂而铸坯角部试样拉伸断口为韧性断裂。

实施例2

本实例对实例1实际生产过程中高碳钢铸坯角部超强冷却条件进行模拟，对现有工艺制备高碳钢铸坯取样(20×20×20mm)，在箱式马弗炉中加热至1050℃并保温10分钟以保证试样组织全部奥氏体化，将试样从马弗炉中取出并立即放入水中1s后立即取出，红外测温得到其表面温度为230℃，随之将试样再次放入马弗炉中，在550℃的条件下保温20分钟，随后空冷至室温。依次用400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#碳化硅金相砂纸打磨试样，用粒度为1.5μm的金刚石研磨膏进行抛光，用无水乙醇进行超声清洗，最后用4％硝酸酒精溶液擦拭金相试样抛光面3s后立即用无水乙醇冲洗，完成金相试样的腐蚀，试样的金相组织如图5所示。

结果表明：试样经过短时淬火至230℃以及随后的高温回火后，同样生成回火索氏体。

对高碳钢铸坯取拉伸样(直径3mm，长60mm)，重复上述操作条件，经400#碳化硅砂纸初步打磨后进行拉伸，拉伸测试在Instron 3369拉伸试验机上进行，拉伸性能如图6所示，从图6中可以看出该模拟实验样品抗拉强度达到了823.43MPa,断后延伸率达到了15.4％，样品强度与塑性得到大幅提高；断口形貌如图7所示，从图7中可以看出该样品拉伸断口有大量的小型韧窝密集分布，这表明该样品断裂方式为塑性断裂，并拥有较好的塑性。

结果表明：试样与正常冷却条件下的铸坯面部样品相比，其力学强度和塑性均得到了同步提升。这就从侧面验证了本发明的可实施性。

对比例1

由于工业上，设备改造成本极高；在技术参数探索过程中，本发明采用的是等效模拟；在本对比例中是对本发明对实例1实际生产过程中高碳钢铸坯角部超强冷却条件进行模拟优化的一个探索过程，

本对比例对高碳钢铸坯取样(20×20×20mm)(现有工艺制备，和实施例1的材料组成完全一致；其高碳钢铸坯和实施例2位同一批次产品)，在箱式马弗炉中加热至1050℃并保温10分钟以保证试样组织全部奥氏体化，将试样从马弗炉中取出并立即放入水中进行淬火至室温，将淬火试样放入马弗炉中，在550℃的条件下保温20分钟，随后空冷至室温。依次用400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#碳化硅金相砂纸打磨试样，用粒度为1.5μm的金刚石研磨膏进行抛光，用无水乙醇进行超声清洗，最后用4％硝酸酒精溶液擦拭金相试样抛光面3s后立即用无水乙醇冲洗，完成金相试样的腐蚀，试样的金相组织如图8所示。

结果表明：试样经过淬火至室温以及随后的高温回火后，只生成少量回火索氏体，并仍伴有大量马氏体。

对高碳钢铸坯取拉伸样(直径3mm，长60mm)，重复上述操作条件，经400#碳化硅砂纸初步打磨后进行拉伸，拉伸测试在Instron 3369拉伸试验机上进行，而由于冷却强度过大，样品内部产生微裂纹，拉伸强度与塑性极低，断口形貌见图9，从图9中可以看出样品断裂方式为完全沿晶断裂，脆性断裂特征明显，样品的塑性极差。

结果表明：试样与正常冷却条件下的铸坯面部样品相比，其塑性极低，已无应用价值。

对比例2

由于工业上，设备改造成本极高；在技术参数探索过程中，本发明采用的是等效模拟；在本对比例中是对本发明对实例1实际生产过程中高碳钢铸坯角部超强冷却条件进行模拟优化的一个探索过程，

本对比例对高碳钢铸坯取样(20×20×20mm)(现有工艺制备，和实施例1的材料组成完全一致；其高碳钢铸坯和实施例2位同一批次产品)，在箱式马弗炉中加热至1050℃并保温10分钟以保证试样组织全部奥氏体化，将试样从马弗炉中取出进行空冷加水雾冷却的方式进行冷却，红外测温得到其表面温度达到800℃时只进行空冷至室温。依次用400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#碳化硅金相砂纸打磨试样，用粒度为1.5μm的金刚石研磨膏进行抛光，用无水乙醇进行超声清洗，最后用4％硝酸酒精溶液擦拭金相试样抛光面3s后立即用无水乙醇冲洗，完成金相试样的腐蚀，试样的金相组织如图10所示，从图,10中可以看出样品组织与实例1中的铸坯面部有着相同的金相组织，均为片层状珠光体组织。

结果表明：试样经过缓冷至室温后，组织为常规的片层状珠光体。

对高碳钢铸坯取拉伸样(直径3mm，长60mm)，重复上述操作条件，经400#碳化硅砂纸初步打磨后进行拉伸，拉伸测试在Instron 3369拉伸试验机上进行，拉伸性能如图11所示，从图11中可以看出对比例2试样抗拉强度为364.48MPa,断后延伸率仅为9.6％，其力学性能也与实例1中的铸坯面部相似。，断口形貌如图12所示，从图,12中可以看出该样品断口呈现河流状解理，按断裂特征分析为脆性断裂，塑性较差。

结果表明：试样与正常冷却条件下的铸坯面部样品相比，其力学强度和塑性几乎相同。

对比例3

高碳钢铸坯取样(20×20×20mm)；现有工艺制备，和实施例1的材料组成完全一致；其高碳钢铸坯采用现有工艺制备，即二冷区对铸坯角部和铸坯面部在二冷区的冷却方式为正常冷却，铸坯角部和铸坯面部在出二冷区时温度为800℃。铸坯角部试样的拉伸测试在Instron 3369拉伸试验机上进行，其拉伸性能如图13所示，试样的抗拉强度为365.12MPa、延伸率为9.5％，这与现场常规冷却条件下生产的铸坯面部强度与塑性几乎相同，这也再次认证了铸坯角部在二冷区超强冷却并在空冷区回温的生产条件可以同时大幅提高铸坯角部的强度与塑性。

Claims (7)

1.一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，其特征在于，包括以下步骤：

S1：在高碳钢方坯连铸生产的二冷区段，采用非均匀冷却工艺对方坯进行冷却；在二冷区出口处，方坯的角部的温度为A℃、方坯铸坯面部除角部外，其他部位的温度为B1～B2℃，B1大于等于A，A的取值为195～205，B2的取值为790-810，B1小于B2；

S2：方坯经二冷区冷却后进入空冷区，坯件角部的温度回升至495-505℃，之后坯件整体冷却至室温。

2.根据权利要求1所述的一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，其特征在于：A的取值为198～203；且B2的取值为795-805。

3.根据权利要求2所述的一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，其特征在于：A的取值为199～201；且B2的取值为799-802。

4.根据权利要求2所述的一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，其特征在于：方坯经二冷区冷却后进入空冷区，坯件角部的温度回升至498-503℃。

5.根据权利要求1所述的一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，其特征在于：空冷后产品角部的抗拉强度-产品面部的抗拉强度≥35MPa；空冷后产品角部的断后延伸率-产品面部的断后延伸率≥5％。

6.根据权利要求1所述的一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，其特征在于：所述高碳钢以质量百分比计包括：C 0.72％-0.82％、Si0.2％-0.22％、Mn0.5％-0.52％、P≤0.01％、S≤0.02％、Cr0.02％、Al≤0.002％；余量为Fe。

7.根据权利要求1所述的一种同时提高高碳钢方坯角部强度与塑性的冷却制度方法，其特征在于：当所述高碳钢以质量百分比计由下述组分组成时：C 0.82％、Si0.22％、Mn0.52％、P0.01％、S0.02％、Cr0.02％、Al0.002％；余量为Fe；铸坯角部的抗拉强度达为400～406MPa、铸坯角部的断后延伸率为15～16.5％。

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