改善钢坯热塑性以减少连铸坯在矫直阶段产生的横向裂纹，多年来，冶金工作者开展了许多研究工作。一种避免产生裂纹最有效的方法是通过双相转变在板坯内表面和皮下发展细晶粒。通常采用现场凝固法，评价由强冷和二次加热产生的双相转变对热塑性的影响。然而，现场凝固模拟连铸工艺存在某些缺点。因此，当前采用两种热过程拉伸试验，以便更精确地评价双相转变对热塑性的影响，而不再采用现场凝固模拟矫直段的操作。

　　1 前言

　　横向和边部裂纹是钢液在连铸期间，铸坯容易出现的表面质量缺陷。这些表面缺陷使板坯性能变坏，为去除这些缺陷将导致钢材浪费。有许多方法可减少表面缺陷，例如控制钢的化学成分、铸坯表面组织、改变冷却速度以控制铸坯表面变形速度，从而消除铸坯表面和边部裂纹。 为了精确模拟连铸工艺，开展了一系列的实验方法。如关于冷却诱发疲劳变形、现场凝固拉伸试验和大气下的拉伸试验。在这些方法中，认为现场凝固拉伸试验法是模拟连铸工艺最好的试验方法。因为这种方法能克服凝固期间产生的应力发展和凝固裂纹。然而，现场凝固拉伸试验也有某些缺点。例如，凝固时形成缩孔和结晶器壁与试样间出现界面问题。此外，在高温下拉伸试验期间，几乎不可能精确测量试样温度，导致数据失准。

　　实践证明，凝固后钢的热塑性受铸坯显微组织的影响，尤其是受奥氏体晶粒尺寸大小的影响最为严重。因此，本次研究采用两种类型的热过程控制奥氏体晶粒尺寸，即利用二次加热和冷却这一双相转变，获得精细的奥氏体晶粒。为了消除现场凝固拉伸试验期间长期存在的问题，将试样从固溶处理温度强冷至Ar3以下温度后，再进行二次加热。

　　2 实验程序

　　试样从传统连铸后的板坯上截取。机械加工后的拉伸试验在Ar气环境中进行。在5×10-4m/s的应变速度下，利用一台浇铸仿真机完成拉伸试验。 　　在热过程TH0，试样以20℃/s的速度加热到1300℃，保持5min进行固溶处理。完成固溶处理后以10℃/s的冷却速度冷却至测试温度，然后在室内直接水冷进行拉伸变形。为给热过程TH5设计诱发双相变形机制，将试样以20℃/s的冷却速度(比热过程TH0热过程冷却速度快1倍)从固溶1300℃冷却到Ar3以下600℃时，保温2min，再将试样以3.3℃/s的加热速度加热到1100℃，再冷却至试验温度进行拉伸变形。为了便于观察试样断口的显微组织，利用3%硝纯液和变性苦味酸，对试样纵向断面进行腐蚀。奥氏体晶粒晶界通过点计数和线性截距法对铁素体体积百分数和原始铁素体晶粒尺寸进行测量。常用Andrew公式计算Ac3温度，利用膨胀试验法测试两种不同热过程的Ar3温度。

　　3 结果与讨论

　　3.1 热塑性 　　两种试样显示出典型的RA减少形状(面积减少)曲线。热过程TH5的RA值比热过程TH0的RA值高。热过程TH5的塑性槽口值超过70%，比TH0约高20%。热过程TH5的槽口温度为750℃～850℃。而TH0的塑性值从较高的950℃开始下降，但仍然显示出与TH5相同的热塑性性能。在800℃时有一个最低RA值为50%，塑性槽口温度范围在950℃～700℃之间。

　　本研究用钢的Ac3计算，温度为792℃，比槽口800℃略低，通过膨胀法测得TH0和TH5的热循环温度Ar3分别为610℃和749℃，研究显示，Ar3温度随奥氏体晶粒尺寸大小，从固溶温度到试验温度这一过程的冷却速度的变化而变化。本次研究中两种热循环的Ar3出现的温度差也是由于上述原因所致。塑性槽口的发展可能是由于变形诱发铁素体的形成。塑性的恢复与较低温度区(低于800℃)变形铁素体的形成和变形诱发铁素体的形成有关。然而，在较高温度区(高于850℃)，塑性恢复却与铁素体形成无关。

　　3.2 金相学观察

　　3.2.1 塑性槽显微组织 　　观察试样在800℃拉伸试验后的显微组织得知，其显微组织由变形奥氏体和包围在奥氏体晶粒晶界四周的精细铁素体组成。由于TH5热过程处理期间经过了双相转变，所以奥氏体晶粒尺寸比TH0更细小。正是由于现在的铁素体如同小球粒包裹在奥氏体晶粒周围，增加了TH5试样内的颗粒总数，加之细小的奥氏体晶粒尺寸导致了TH5内的铁素体颗粒总数的增加。因此，TH5的RA值高于试样TH0。从而使变形诱发铁素体更易成核，降低了奥氏体与铁素体之间的强度差。

　　试样TH0和TH5由变形诱发的铁素体体积百分数的差(用点计算法测量)。在测量未变形试样中铁素体体积百分数淬火前，试样在800℃铁素维持等温、等周期变形。结果显示，试样TH0和TH5未变形时的铁素体体积百分数分别为0.9%和0.8%。虽然总量不大，其差别也很小，但TH0和TH5两个试样变形后诱发铁素体体积百分数均有增加(分别从0.9%和0.8%增加到15%和21%)。由于TH5执行了双相转变，所以其增加值超TH0的增加值。因此，TH0和TH5的塑性值可能是由于在这个温度条件下，试样变形诱发的铁素体和奥氏体的晶粒尺寸受影响的原因。 3.2.2 双相转变说明 　　TH0热拉伸试验时，试样通常在固溶温度1300℃冷却期间，经历了一次从奥氏体到铁素体的单相转变。首先，所有奥氏体晶粒出现在固溶处理温度。固溶处理完成后几种类型的物质包括合金C化物析出，并在Ar3温度期间开始发展，导致晶粒边界析出粒子比晶粒内部多。当试样温度降低到Ar3以下时，早期析出的粒子体积增大。同时析出的细小粒子在冷却到Ar3以下发展成其它粒子。当试样温度大大低于Ar3时，变形铁素体总量增加，使原始奥氏体晶粒边界被变形铁素体覆盖。

　　TH5双相转变过程中，固溶处理温度期间显微组织的变化与TH0单相热过程相似。TH5从固溶温度冷至Ar3温度期间析出的粒子总量比TH0单相转变时少。这两种情况的差别是由于冷却速度的不同造成，即热过程TH5的冷却速度比热过程TH0快。当试样温度大大低于Ar3温度600℃时，奥氏体转变为铁素体。同时由于冷却期间溶解度降低使析出粒子数量不断增加。可以看到，由于TH5冷却强度比TH0大，所以TH5析出的粒子的尺寸比TH0细小。

　　如前所述，由于热过程TH5试样的二次加热温度大大高于Ac3温度，达到1100℃。所以，二次加热期间转变后的奥氏体显微组织非常精细。这是由于双相转变析出了细粒子，以及细粒子在奥氏体晶格上有效地形成晶核的结果。当试样温度正好再次降低到Ar3温度以下时，精细的奥氏体晶粒边界被一层铁素薄膜覆盖，使其在奥氏体晶粒内部析出的现存细小铁素体得到了发展，导致显微组织更细。最后，当试样温度大大低于Ar3温度时，热过程TH5非常精细的显微组织再次发展并细化，也就是完成了双相转变。

　　3.3 塑性恢复 　　为了检验试样在较低温度下热塑性恢复能力，在700℃进行了拉伸试验。观察发现，显微组织由白色铁素体和相对较黑的奥氏体组成，热过程TH5的显微组织比TH0更精细。虽然在较低温度下两种试样的过程显示出相同的RA值，但在750℃这一较高温度时由于热过程TH5的奥氏体晶粒更精细。因而，其RA值得到了完全恢复。尽管在这样的显微组织中辨别应变诱发铁素体和变形铁素体十分困难，但仍然可证明在较高温度条件下，这两种铁素体均获得了增加。

　　实验证明，在较高温度下恢复热塑性既要通过破坏晶界铁素体，又要通过奥氏体动态再结晶才能实现。观察较高温度下试样经拉伸试验后的显微组织发现，TH5试样在850℃拉伸后的显微组织为完全再结晶组织，TH0在同样温度下则为局部再结晶组织。应力-应变曲线偏转有改变，表明拉伸试验期间发生了动力再结晶。因此，用显微组织也可证明发生了动态再结晶。

　　观察离拉伸试验试样纵向断口表面较深的距离，应变较断口表面小很多的区域的显微组织发现，在这个区域的动态再结晶是低效的。测得试样TH0和TH5在此区的晶粒尺寸分别是85μm和33μm。与断口表面的晶粒尺寸20μm和14μm相比，可见断口表面下很深距离处，通过小量变形导致动态再结晶的发生几乎是不可能的。

　　较低温度下，热过程TH5因为动态再结晶使热塑性得到快速增加，归因于经过双相转变使奥氏体晶粒变得精细。另一方面，两种试样在950℃显示出完全再结晶的显微组织。

　　4 结论

　　(1)热过程TH5具有较高的RA值，其RA值在塑性槽口值为70%，比TH0高约20%。

　　(2)试样TH5的奥氏体晶粒比TH0细小，是由TH5在热过程中经过双相转变造成的。

　　(3)虽然在低温范围两种试样具有相似的RA值，但在较高的750℃时，由于TH5的奥氏体晶粒非常精细，从而促进了RA值的完全恢复。

　　(4)较高温度区域塑性的恢复，是由于双相转变产生的精细奥氏体晶粒加速了动态再结晶。