CSP連鑄連軋演變規(guī)律總結(jié)報告20086

CSP連鑄連軋過程

鋼的性能演變規(guī)律研究北京科技大學湖南華菱漣鋼薄板有限公司2008-06-10項目總結(jié)報告項目研究主要內(nèi)容及目標連鑄-連軋-成品板顯微組織觀察與分析連鑄-均熱-熱軋第二相粒子析出規(guī)律研究熱軋過程奧氏體再結(jié)晶規(guī)律研究缺陷演變規(guī)律研究氧化鐵皮變化規(guī)律研究結(jié)論主要內(nèi)容項目研究主要內(nèi)容項目研究主要內(nèi)容項目研究目標總結(jié)控制與工藝參數(shù)的影響機理撰寫研究報告，確定控制與工藝參數(shù)與鋼的性能的對應規(guī)律連鑄-連軋-成品板連鑄-連軋-成品板顯微組織觀察與分析試驗材料和方法試驗用料取自CSP線均熱后的70mm厚冷軋沖壓用鋼薄板坯及7機架連軋軋卡件，經(jīng)空冷、火焰割取后得到的塊體料，其化學成分(wt%)見下表方法：金相觀察+低倍組織觀察CSiMnPSAls0.0450.0220.220.0150.00310.029連鑄坯不同厚度橫截面室溫組織鑄坯表面組織存在由細小等軸晶組成的細晶粒帶(圖(a)、(i))，其晶粒尺寸遠小于連鑄坯中心部位的晶粒尺寸(圖(d)、(f))，晶粒尺寸約為16.7μm左右，細晶粒帶厚度約300μm；從鑄坯表面到中心，由于原始奧氏體晶粒尺寸逐漸粗大，處于特定冷速時，開始出現(xiàn)魏氏鐵素體組織(圖(e)~(g))。(a)(b)(c)(d)(e)(f)(g)(h)(i)(a)(b)(c)(d)(e)(f)(g)(h)拉坯方向鑄坯厚度(i)連鑄坯不同厚度室溫組織縱截面(f)(g)(h)(d)(e)(c)(b)(i)(b)(c)(d)(e)(f)(g)(h)拉坯方向鑄坯厚度(i)(a)(a)(a)(b)(c)(d)(e)(f)(g)(h)(i)(a)(b)(c)(d)(e)(f)(g)(h)拉坯方向鑄坯厚度(i)連鑄坯縱截面、橫截面組織比較類似，組織隨距表面位置的不同而有所差異，但變化趨勢相同橫截面連鑄坯縱截面魏氏組織鐵素體對亞共析鋼而言，當處于某一特定的冷速下時，粗大的奧氏體相通過Ar3~Ar1溫度范圍過程中，先共析鐵素體或魏氏鐵素體一般呈塊狀沿奧氏體晶界析出生長。因此，在該冷速下，沿奧氏體晶界形成的先共析鐵素體保留了原奧氏體晶界的位置，據(jù)此可推斷鑄坯原奧氏體晶粒大??；圖中鐵素體晶粒包圍的原奧氏體晶粒大小可以方便的測出為206.3~1272.4μm。

各道次出口1/2厚度處橫截面組織第1~第4道次的變形奧氏體動態(tài)再結(jié)晶使晶粒尺寸顯著減小，前2道次對組織的細化的貢獻占整個7道次的約50%，后3道次的晶粒細化的效果不明顯，這對于冷軋沖壓用鋼獲得較低的屈服強度非常有利各道次出口橫截面晶粒尺寸前4道次使中心處晶粒尺寸由粗大的鑄態(tài)組織細化到17μm,后3道次中心處的晶粒尺寸保持在9.6~11.2μm左右；各道次軋卡件橫截面厚度不同位置處的晶粒尺寸有所差異，但隨著累積變形量的增加，這種差異越來越小，有利于冷軋沖壓用鋼獲得均勻的力學性能各道次出口1/2厚度處縱截面組織縱截面組織變化規(guī)律與橫截面組織變化規(guī)律一致各道次出口不同截面晶粒尺寸出口1/2厚度處不同截面室溫組織晶粒尺寸(μm)軋制道次F1F2F3F4F5F6F7橫截面6839.130.31711.211.19.6縱截面46.834.123.816.411.310.89.8距表面同一位置，縱截面晶粒尺寸小于橫截面的晶粒尺寸。隨軋制道次的遞增，晶粒尺寸在第1~第4道次呈指數(shù)函數(shù)急劇遞減，到第5~7道次，晶粒細化程度則明顯放緩F7出口1/2厚度不同截面室溫組織橫截面、縱截面組織差別不大，靠近板表面處與1/2厚度處的晶粒尺寸差別小于2μmF1軋卡件縱截面室溫組織1/4厚度處晶粒尺寸均小于1/2厚度處晶粒尺寸，原因是從表面接觸區(qū)域到中心區(qū)域的等效塑性應變值由大變小，變形溫度由低到高在粗大的晶粒周圍分布著一些尺寸相差極為懸殊的小晶粒，可以推斷出發(fā)生了奧氏體的動態(tài)再結(jié)晶F2軋卡件縱截面室溫組織有同樣的規(guī)律

1/4厚度處1/2厚度處F3~F7軋卡件1/2厚度處縱截面室溫組織F3~F7變形區(qū)中，隨變形進行，縱截面晶粒尺寸逐漸減小。當軋件離開變形區(qū)后，晶粒尺寸繼續(xù)長大。距離變形區(qū)越遠，晶粒尺寸長大越充分，軟化效果越明顯F7變形區(qū)出口處晶粒尺寸與F5出口處晶粒尺寸相差不大。也就是說，經(jīng)F6、F7機架軋制變形的晶粒細化、強化效果幾乎完全被道次間靜態(tài)再結(jié)晶、再結(jié)晶長大的粗化、軟化效果相抵消F3F5F7冷軋沖用鋼CSP連軋中軟化機制CSP線生產(chǎn)3.0mm冷軋沖壓用鋼各道次變形參數(shù)如右圖所示。在F1~F2道次的軋制過程中，變形溫度在1000℃以上、變形量約為45~50%,變形速率小于10s-1，動態(tài)再結(jié)晶進行得很充分，原始粗晶顯著細化F4~F7變形溫度低，變形量小，靜態(tài)再結(jié)晶和再結(jié)晶完成后的晶粒長大是變形奧氏體軟化的主要機制，對于軋制過程的奧氏體組織粗化及相變后獲得等軸多邊形鐵素體晶粒和較低的屈服強度具有重要意義

連鑄-均熱-熱軋連鑄-均熱-熱軋

第二相粒子析出規(guī)律熱模擬研究試驗材料和方法試驗用料取自CSP線70mm厚冷軋沖壓用鋼薄板坯方法：Gleeble-2000熱模擬試驗+碳萃取復型+SEM觀察熱模擬試驗工藝見右圖熱模擬連鑄第二相粒子析出連鑄階段析出物大部分是Al、Mn、Fe、Cu、Ti的硫化物和氧化物粒子或者是它們的復合析出粒子，一般呈球形。氧化物粒子尺寸在200~500nm，硫化物粒子線度小于氧化物，一般在200nm以下。除硫化物和氧化物粒子外，也有少量橢球形Ti-N和Ti-(O,S)析出，尺寸約200~300nm由于鋼中氧化物的析出溫度比硫化物高得多，根據(jù)氧化物和硫化物的析出行為，可以推斷出硫化物可能是在先前析出的細小氧化物上非自發(fā)形核生長的(Al,Fe)-OFe-OTi-(O,S)Al-O(Al,Mn,Fe)-O(Mn,Fe,Cu)-(S,O)Fe-S(Al,Fe)-O(Al,Fe)-OTi-N熱模擬均熱第二相粒子析出與連鑄析出相比較，除了有硫化物、氧化物、Ti-N粒子外，隨溫度進一步下降，還出現(xiàn)了Al-N粒子由于CSP工藝均熱溫度不高(一般為1150?C)，保溫時間短(一般為15min)，因此硫化物粒子在均熱階段粗化速率很小，析出粒子奧斯瓦爾德熟化(Ostwaldingripening)效應不明顯Ti-(S,N)Ti-NAl-NAl-NAl-NFe-S(Ti,Fe)-O熱模擬連軋第二相粒子析出熱軋過程中析出的Al-N粒子尺寸明顯小于均熱過程中析出的Al-N粒子Al-NTi-NAl-NAl-N鋼中AlN溶解度積公式為

AlN的熱力學析出溫度為1148?C。隨著軋制過程變形溫度降低，降低了AlN形核功，提高了形核率。AlN粒子的生長受Al的擴散速度的控制，擴散系數(shù)與溫度有指數(shù)關(guān)系，因此隨溫度降低，AlN析出的長大速度減小，AlN析出尺寸變小熱軋過程連軋過程奧氏體動態(tài)再結(jié)晶規(guī)律研究試驗材料和方法試驗用料取自CSP線70mm厚冷軋沖壓用鋼薄板坯方法：Gleeble-1500熱模擬試驗單道次壓縮熱模擬試驗工藝見右圖動態(tài)再結(jié)晶單道次壓縮應力應變曲線臨界應變值取決于變形過程中Z參數(shù)(Zener-Hollomon參數(shù))和變形前的初始晶粒尺寸Z參數(shù)綜合起來看，熱加工過程中動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生條件受溫度、初始晶粒尺寸、變形程度和變形速率的影響-動態(tài)再結(jié)晶臨界變形量

-峰值應變

-穩(wěn)定變形量I:加工硬化階段(0<<)

II:開始再結(jié)晶階段(<<)

III:穩(wěn)定變形階段(>)冷軋沖壓用鋼單道次壓縮應力應變曲線隨著溫度的升高，其應力值降低；隨著應變速率的增加，應力增加Z參數(shù)較小時，應力應變曲線出現(xiàn)了應力峰值，符合可能發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的規(guī)律

回歸得到形變激活能=266964J/mol冷軋沖壓用鋼奧氏體動態(tài)再結(jié)晶圖在以下將不會發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，在以上將發(fā)生完全動態(tài)再結(jié)晶。在與之間只能發(fā)生部分動態(tài)再結(jié)晶?；貧w得到判斷動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生條件兩個方程式-發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的臨界應變-完全動態(tài)再結(jié)晶臨界應變

冷軋沖壓用鋼動態(tài)再結(jié)晶開始時間冷軋沖壓用鋼的動態(tài)再結(jié)晶開始時間曲線可以推測出，在第1、2道次軋制變形時，0.5s左右就開始發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶了動態(tài)再結(jié)晶開始時間冷軋沖壓用鋼各道次動態(tài)再結(jié)晶行為分析第1道次在軋制中很容易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶；第2道次、第3道次軋制真應變與動態(tài)再結(jié)晶臨界應變很接近，在實際生產(chǎn)中，則有可能發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，也有可能不發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶；F4~F7軋制道次則幾乎不可能發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。這與軋卡件顯微組織的分析也十分吻合3.0mm典型熱軋產(chǎn)品連軋過程奧氏體靜態(tài)再結(jié)晶規(guī)律研究試驗材料和方法試驗用料取自CSP線70mm厚冷軋沖壓用鋼薄板坯方法：Gleeble-1500熱模擬試驗雙道次壓縮熱模擬試驗工藝見下圖冷軋沖壓用鋼雙道次壓縮應力應變曲線在相同變形溫度下，第一道次變形后間隔時間的延長，奧氏體變形應力有不同程度降低，即兩道次間奧氏體靜態(tài)再結(jié)晶軟化百分比增加；在相同間隔時間下，隨變形溫度的降低，奧氏體變形應力顯著增加，靜態(tài)再結(jié)晶軟化百分比降低

冷軋沖壓用鋼靜態(tài)再結(jié)晶動力學曲線在其他工藝條件相同時，隨著變形溫度的增加，靜態(tài)再結(jié)晶的百分比逐漸增加；隨著道次間隔時間的增加，再結(jié)晶百分數(shù)增加，到一定間隔時間后再結(jié)晶百分數(shù)增加趨勢變緩靜態(tài)再結(jié)晶激活能Qrex為244724J/mol奧氏體靜態(tài)再結(jié)晶的動力學方程熱軋板晶粒取向差分析試驗材料和方法試驗用料取自CSP線生產(chǎn)冷軋沖壓用熱軋板方法：EBSD試驗結(jié)果EBSD測定的取向顯微圖結(jié)果表明，在相變后鐵素體晶粒間主要為大角度晶界(>15?)，晶粒內(nèi)有很少量的亞晶存在。故在連軋過程中，絕大部分奧氏體發(fā)生再結(jié)晶熱軋板主要織構(gòu)組分的ODF圖φ2=45?，Bunge’s歐拉空間表示織構(gòu)的組分，(levels:1.0,3.0,5.0)主要的織構(gòu)是典型的再結(jié)晶織構(gòu)，和傳統(tǒng)工藝的生產(chǎn)的產(chǎn)品里的織構(gòu)類似，主要取向為沿軋制面的({111}<110-112>)纖維織構(gòu)缺陷演變規(guī)律研究觀察表明：冷軋沖壓用鋼薄板坯組織和傳統(tǒng)工藝厚板坯的三層結(jié)構(gòu)相似。鑄坯的表層為厚度為5mm左右的激冷層，激冷層到心部之間為發(fā)達的樹枝晶，接近厚度中心處的枝晶方向比較雜亂，心部有一定程度的疏松，經(jīng)浸蝕后可以觀察到2~3個較深的蝕孔；薄板坯柱狀晶區(qū)的一次枝晶間距約為0.23~1.74mm左右，比傳統(tǒng)工藝厚板坯細小。表面中心1/2厚度蝕孔連鑄薄板坯低倍組織縱截面各道次軋制過程中，在厚度減薄的同時，鋼中枝晶偏析、夾雜物也被延伸，形成的組織具有帶狀(一次帶狀)或“纖維”

特征鋼中的“纖維”在兩個方向上延伸，縱截面上的纖維化程度最大，橫截面次之薄板坯凝固的冷卻速度是傳統(tǒng)工藝的10倍以上，板坯均熱溫度高，終軋后快速層流冷卻，這些措施可以避免二次帶狀組織(顯微帶狀組織)的產(chǎn)生。在熱軋板中沒有發(fā)現(xiàn)顯微帶狀組織，這一事實也證實了這一點橫截面鑄坯F1F2F3F4F1F2F3鑄坯F4熱軋各道次出口低倍纖維組織連鑄薄板坯原位分析試驗材料和方法試驗用料取自CSP線經(jīng)291m的輥底爐均熱后的70mm厚冷軋沖壓用鋼薄板坯取樣分析部位示意1#試樣分析面為薄板坯橫截面1#試樣分析面為薄板坯橫截面原位分析掃描面連鑄薄板坯成分平均值及最大偏析度橫截面C、S、Al元素有明顯偏析

板平面S、Al元素有明顯偏析連鑄薄板坯成分二維等高圖(a)為橫截面，(b)為板平面x,鑄坯厚度方向y,鑄坯寬度方向ax,拉坯方向y,鑄坯寬度方向bx,鑄坯厚度方向y,鑄坯寬度方向ax,拉坯方向y,鑄坯寬度方向bx,鑄坯厚度方向y,鑄坯寬度方向ax,拉坯方向y,鑄坯寬度方向bSiCPC元素在橫截面上1/2板坯厚度處有一較為明顯富集，在板平面上偏析度均較低Si偏析現(xiàn)象不明顯P偏析現(xiàn)象不明顯x,鑄坯厚度方向y,鑄坯寬度方向ax,拉坯方向y,鑄坯寬度方向bx,鑄坯厚度方向y,鑄坯寬度方向ax,拉坯方向y,鑄坯寬度方向b連鑄薄板坯成分二維等高圖(a)為橫截面，(b)為板平面AlSCuS元素在橫截面上1/2板坯厚度處有較為嚴重的中心偏析Al和S在板平面同一位置(y=22mm)有一嚴重偏析Cu的偏析在橫截面和板平面上都很低，但相對于橫截面，Cu的偏析情況要稍微嚴重一些x,鑄坯厚度方向y,鑄坯寬度方向ax,拉坯方向y,鑄坯寬度方向b連鑄薄板坯成分統(tǒng)計偏析度為了去處試樣中元素含量差異的影響，用統(tǒng)計偏析度(中位值置信擴展率)來表征某元素在材料中的偏析程度。統(tǒng)計偏析度越大，表明該元素在材料中分布的偏析越嚴重。理論上無偏析的材料，其統(tǒng)計偏析度應為零橫截面S元素的偏析現(xiàn)象最嚴重，其次是C、Al，分布比較均勻的是Mn和Cu元素；板平面上，Al元素的偏析現(xiàn)象最嚴重，可能與卷渣容易集中在板平面有關(guān)，S元素也有一定程度的偏析，C、Mn元素含量均勻度較好綜上，薄板坯中Al、S元素存在一定的偏析連鑄薄板坯致密度薄板坯致密度統(tǒng)計：橫截面和板平面致密度比較高，但橫截面致密度略低于板平面薄板坯致密度二維等高圖：(a)為橫截面，(b)為板平面

在橫截面上1/2板坯厚度處有一明顯疏松，疏松的位置與S、Al元素偏析的位置重合，初步判斷此處有一大型夾渣連鑄薄板坯電解夾雜物測定試驗材料和方法試驗用料取自CSP線70mm厚冷軋沖壓用鋼薄板坯電解大樣一般為3~5kg方法：電解法電解大樣加工示意圖

連鑄薄板坯大型夾雜分析結(jié)果薄板坯中大型夾雜物平均含量為1.93mg/10kg，表明漣鋼CSP薄板坯大型夾雜物含量與傳統(tǒng)低碳鋼厚板坯相當，控制水平較好雜物粒級<80μm雜物粒級80~140μm雜物粒級140~300μm薄板坯中大型夾雜物掃描電鏡分析：主要由Al、Si、Ca三種元素組成，以Al2O3-CaS-SiO2復合夾雜物為主Al2O3:57.43%CaO:40.83%K2O:1.74%Al2O3:44.53%CaS:42.14%SiO2:13.35%Al2O3:43.34%CaS:42.14%SiO2:8.20%氧化鐵皮連鑄薄板坯氧化鐵皮形貌與物相分析試驗材料和方法試驗用料取自CSP線生產(chǎn)冷軋沖壓用鋼現(xiàn)場刮取收集的薄板坯均熱前后上、下表面附著的氧化鐵皮方法：SEM觀察+XRD+MDIJade5.0物相定性、定量分析進均熱爐前，氧化鐵皮較薄為100μm,均熱后,氧化鐵皮增厚到200~300μm。氧化鐵皮增厚規(guī)律可用Wagner理論來分析

(a)入爐上表面;(b)出爐上表面(a)(b)(c)(d)

(c)入爐下表面;(d)出爐下表面連鑄薄板坯

均熱前后氧化鐵皮截面形貌與鐵皮—基體界面(圖(c)、(d))比較，氣體—鐵皮界面(圖(a)、(b))具有較多的孔洞，甚至裂縫，結(jié)構(gòu)很疏松；由于FeO的PB比>1，因此在FeO中形成壓應力。隨著均熱過程進行，當壓應力達到一定程度時，會造成氧化膜的機械損傷，如氧化膜的隆起、鼓泡開裂、形成微泡、剝落等(

(b)、(d))，導致裸露金屬在高溫下與氣體直接接觸，氧化進程加速。(a)入爐前氣體—鐵皮界面;(b)出爐后氣體—鐵皮界面(a)(b)(c)(d)(c)入爐前鐵皮—基體界面;(d)出爐后鐵皮—基體界面

連鑄薄板坯

均熱前后不同界面氧化鐵皮形貌連鑄薄板坯

均熱前后氧化鐵皮XRD物相定性分析無論是入爐前后，還是上下表面，均含有Fe3O4、Fe2O3和FeO共3種物相。入爐前、后下表面的X射線衍射曲線非常相似，因此可以大致判斷，二者各物相相對含量也很接近采用自清洗法(絕熱法)來進行定量分析連鑄薄板坯

均熱前后氧化鐵皮XRD物相定量分析上表面出爐氧化鐵皮與入爐前相比較，F(xiàn)eO比例降低，α-Fe2O3、Fe3O4比例升高。其主要原因是：與傳統(tǒng)流程加熱爐相比，薄板坯輥底式均熱爐燒咀僅分布在上部分，而傳統(tǒng)流程加熱爐爐膛上下部分均布置有燒咀，并且薄板坯寬度普遍在1200mm左右，對爐膛內(nèi)氣氛上下對流行成障礙，當燃燒氣氛為氧化性氣氛時，上表面氧化鐵皮容易發(fā)生氧化反應。熱軋板氧化鐵皮形貌與物相分析試驗材料和方法試驗用料取自CSP線生產(chǎn)不同厚度、不同卷取溫度冷軋沖壓用熱軋板的在線熱取樣、卷冷尾樣(外圈)和卷冷頭樣(內(nèi)圈)方法：SEM觀察+XRD+MDIJade5.0物相定性、定量分析熱軋板不同取樣方式

氧化鐵皮截面形貌及厚度有關(guān)文獻表明，在600?C以上，氧化鐵皮厚度仍然會繼續(xù)增大，只不過長大速度比較慢而已；當溫度低于600?C時，氧化鐵皮的形成才會停止鋼帶卷取溫度為680?C，當鋼卷運輸至取樣點時，鋼卷尾部溫度仍然有620?C以上，因此熱取樣氧化鐵皮比卷冷取樣薄鋼卷頭部在卷取過程中受低溫卷芯及卷芯冷卻水影響，溫度比鋼卷其余部位低得多，頭部氧化鐵皮生長受到阻礙。但在卷取結(jié)束后，因鋼卷頭部溫度返紅，并且運輸冷卻過程中溫降緩慢，最終形成的氧化鐵皮層比鋼卷尾部薄，但比熱取樣厚

熱取樣卷冷尾樣卷冷頭樣漣鋼CSP生產(chǎn)的冷軋沖壓用熱軋板不論是熱取樣還是卷冷樣，氧化鐵皮結(jié)構(gòu)均呈現(xiàn)出疏松、多孔特點，有利于帶鋼表面酸洗熱取樣氧化鐵皮厚度比卷冷取樣薄，卷冷尾樣鐵皮比卷冷頭樣厚不同厚度熱軋板

氧化鐵皮截面形貌及厚度熱軋板越厚，溫度下降越慢；軋制速度也隨厚度增加而降低，增加了鋼帶在高溫中與空氣接觸的時間，這兩點造成氧化鐵皮厚度與熱軋板厚度成正比關(guān)系

熱軋板厚度4.0mm

熱軋板厚度3.6mm

熱軋板厚度1.8mm

不同卷取溫度熱軋板

氧化鐵皮截面形貌、厚度及物相分析卷取溫度在600~680?C范圍內(nèi)，熱取樣氧化鐵皮厚度增加不顯著卷取溫度對氧化鐵皮物相相對含量影響也不大：最內(nèi)層FeO質(zhì)量分數(shù)約為60%，是氧化鐵皮最厚的一層，中間層Fe3O4質(zhì)量分數(shù)約為30%，外層Fe2O3質(zhì)量分數(shù)約為10%

卷取溫度600?C卷取溫度640?C卷取溫度680?C結(jié)論薄板坯和各道次光學顯微組織觀察分析表明：原始奧氏體粗晶大小為206~12