柱状晶区是指随模具温度的升高，只能随锭模的散热而降低温度，形核困难，只有表层晶粒向内生长，不同晶向的生长速度不一样，那些较生长有利的部分晶粒同时向内长大，掩盖了大量的晶粒，形成了较粗且方向基本相同的长形晶粒区。

柱状晶在工业生产上很多情况是不利的，但是在另外一些场合它的存在对材料性能有好处。在钢铁生产方卖弄它普遍存在于现代钢铁生产的连铸坯中，有时候几乎占百分之百，对于钢铁它具有晶粒形状的各向异性和晶体学各向异性（一般长轴为<100>方向）以及尺寸粗大的特点，这些特征将对缺乏固态相变的铁素体钢的后续工艺下的组织、织构产生显著影响，从而影响材料的最终各种性能，甚至恶化板材表面质量，主要表现于表面不平整、瓦楞现象等。这些需要想办法抑制或调整工艺减少它。柱状晶的影响及控制问题不仅存在于BCC结构的铁素体钢及钼、铊等难熔金属，也普遍存在于FCC结构的奥氏体钢、铝、金、铜及其合金等。但是，由于其粗大晶界少，有较好的各向异性性能，如在涡轮叶片生产就是控制形成粗大柱状晶，甚至希望得到柱状单晶。有如其在块体材料中界面少，因此具有抗蠕变、疲劳能力。因为粗大界面少，在微观上相当于两个相邻单晶，裂纹跨越强烈各向异性界面困难。

20CrMnTi 钢为低碳低合金结构钢, 用于制造传动齿轮、齿圈等零件。在20CrMnTi 钢连铸过程中, 裂纹缺陷是提高其铸坯质量的主要障碍之一。

生产工艺及设备条件对凝固坯壳裂纹的产生有重要的影响, 而铸坯在高温下的力学行为及塑性变形能力则是决定其出现与否的关键。钢种成分、热履历及应变速率等因素对连铸坯高温变形抗力及塑性变形能力的影响, 得到了较为广泛的研究。但是, 上述研究主要着眼于铸坯表面裂纹的控制, 对铸坯皮下、内部裂纹的研究较少, 铸坯内部不同组织状态下的高温力学性能数据也较为缺乏。因此,测量20CrMnTi 钢连铸坯柱状晶区内不同部位的应力应变曲线、高温强度、硬化系数及热塑性等高温力学性能, 研究其与取样位置、温度和应变的关系。

测试试样取自150 mm×150 mm断面的连铸方坯, 为了解铸坯不同区域产生裂纹缺陷倾向的程度, 在铸坯柱状晶区不同部位进行取样, 取样位置由表面至中心依次编号为1#、2#和3#将以区分。1#号至3# 号试样中心距表面的距离分别为10 mm、33.6 mm和57.2 mm。依据测试设备要求, 将拉伸试样加工成f10 mm×120 mm的标准热拉伸圆棒试样,并使其轴向垂直于铸坯柱状晶生长方向。

在650—1050 ℃ 温度范围内, 采用Gleeble-1500D 热/力模拟实验机进行热拉伸实验, 测试20CrMnTi 钢连铸坯柱状晶区内不同部位的力学性能随温度的变化。在热拉伸实验过程中通过大电流将夹具中的试样以20 ℃/s 的升温速率由室温加热至1300 ℃, 保温1 min 进行均匀化处理, 然后以100 ℃/min 的冷却速率将试样降温至测试温度(T)以模拟连铸冷却过程,。在测试温度进行保温, 待试样温度均匀后进行热拉伸实验。为模拟连铸二次冷却区域内铸坯的高温力学行为, 选取拉伸应变率为5×10-3 1/s。在实验过程中, 为避免试样在高温下氧化, 将热/力模拟实验机工作室的真空度控制在1.33×10-5 MPa, 热工作区设置为10 mm, 工作区内的温度通过K型热电偶实时监测。

在热拉伸实验过程中, 对铸坯试样中应力状态及轴向尺寸进行实时监测,典型温度下20CrMnTi 钢连铸坯柱状晶区内不同部位的应力应变曲线。

0CrMnTi 钢连铸坯柱状晶区内1#、2#和3#试样的应力应变曲线在典型温度下呈现相似的特征。在拉伸变形过程中, 应力应变曲线呈现3 个明显不同的阶段：第一阶段, 铸坯试样中的位错在变形过中不断累积, 铸坯应力在较小应变范围内随应变增加快速升高; 当回复或再结晶等动态软化过程平衡部分加工强化效果时, 铸坯应力变化进入第二阶段, 铸坯应力随应变增加逐渐增大且其变化速率不断减小, 直至达到峰值应力; 达到峰值应力后铸坯试样开始“颈缩”发生非均匀塑性变形, 应力随变形程度进一步增加而快速降低直至断裂, 即为第三阶段。

测试温度为650 ℃时, 20CrMnTi 钢1#、2#和3#铸坯试样均出先了明显的屈服特征。随着与铸坯表面距离的增加(1#—3#), 铸坯屈服应力及对应的应变分别从140 MPa 和0.035 降低至82 MPa 和0.021左右; 随着测试温度升高, 1#、2#和3#铸坯试样的屈服特征不再明显, 但其峰值应力及屈服应力等力学性能参量在测试温度下均呈现出明显的差异。根据以上分析, 柱状晶区内不同部位的应力应变曲线、屈服状态等存在一定差异。

抗拉强度是指铸坯抵抗均匀塑性变形的最大应力, 是铸坯是否产生裂纹的判据; 屈服强度是铸坯开始产生塑性变形的抗力, 是铸坯产生塑性变形难易的指标。

随着温度降低1#、2#和3#铸坯试样的抗拉强度均逐渐升高且其变化速率不断增大。当测试温度由1050 ℃降低至650 ℃时1#试样的抗拉强度从45 MPa快速升高至220 MPa左右, 铸坯在高温状态下抵抗非均匀塑性变形的能力明显增强。在柱状晶区域内铸坯抗拉强度随距铸坯表面距离的增加而降低, 且其降低的幅度与取样位置及测试温度密切相关。测试温度为1050 ℃时1#及3#试样抗拉强度均为45MPa 左右, 而当测试温度为650 ℃时1#—3#铸坯试样的抗拉强度分别约为220、212 和207 MPa。

相似地, 铸坯屈服强度随温度降低而不断升高。当温度从1050 ℃变化至650 ℃时1#试样的屈服强度由31 MPa左右升高至140 MPa, 且其变化速率在750 ℃出现明显转变, 主要与钢中应变诱导铁素体析出、钢中二相粒子沉淀及奥氏体-铁素体相变程度有关[14, 15]。随着距铸坯表面距离的增加, 1#、2#和3#铸坯试样屈服强度曲线多处相交, 且随着温度的降低在各测试温度下测得的屈服强度差越来越明显。测试温度为650 ℃时1#、2#和3#铸坯的屈服强度分别为140 MPa、110 MPa和82 MPa, 不同部位间的强度差距较抗拉强度的大。

获得典型温度不20CrMnTi 钢连铸坯柱状晶区内不同部位的硬化系数随应变的变化规律。20CrMnTi 钢柱状晶区内的硬化系数随应变具有相似的变化规律。在塑性变形阶段, 铸坯的硬化系数随应变的增加不断降低, 且其变化速率逐渐减小。这种现象在高温阶段尤为突出,测试温度为950 ℃时硬化系数的变化速率在应变为0.045 左右出现了明显的转变。测试温度为650 ℃时, 随着试样中心与铸坯表面距离由10 mm增加至57.2 mm(1#—3#)20CrMnTi 钢连铸坯的硬化系数逐渐增加, 且其增加的幅度在塑性变形过程中变化不明显, 3 条硬化系数曲线基本保持平行。应变为0.08 时, 1#至2#试样及2#至3#试样的硬化系数增幅分别为109MPa和90MPa。测试温度为950 ℃时3#试样在塑性变形过程中具有较高的硬化系数,而2#试样的硬化系数较低。但在总体上, 3 条硬化系数曲线差别不大, 应变为0.03 时2#至3#试样的硬化系数增幅为36 MPa。

结合20CrMnTi 钢高温强度的分析, 据铸坯表面57.2 mm的3#试样具有较低的高温强度及较高的硬化系数, 特别是在低温阶段(650 ℃)尤为突出,导致3#试样(铸坯内部)在低温段的塑性变形能力较差, 易产生中间裂纹。

20CrMnTi 钢铸坯具有一定的塑性变形能力, 在测试温度范围内其断面收缩率均大于60%, 且1#、2#和3#试样的热塑性曲线具有相似的特征。随着测试温度升高铸坯试样的断面收缩率逐渐降低, 测试温度为750 ℃时1#、2#和3#试样的断面收缩率分别降低至60%、64%和61%左右, 为测试温度范围内的最低值; 随着温度进一步升高, 铸坯塑性变形能力得到改善, 1#、2#和3#试样的断面收缩率不断增大, 但其增长速率逐渐降低。测试温度为1050 ℃时1#和3#试样的断面收缩率达90%左右, 而2#试样在950 ℃时, 断面收缩率也已接近90%。

在连铸弯曲、矫直过程中, 为避免铸坯产生横裂纹、网状裂纹等裂纹缺陷, 铸坯试样的断面收缩率应大于75%。 1#、2#和3#试样分别在675—824 ℃、667—813 ℃和650—807 ℃温度范围内, 塑性变形能相对较低, 其断面收缩率均小于75%。在柱状晶区内, 随着距铸坯表面距离由10 mm增加至57.2 mm(1#—3#)铸坯塑性变形能力较低区域的宽度无较大变化, 基本保持在150 ℃左右, 但整个温度区间明显向低温区域移动。取样位置由1#变化至3#, 20CrMnTi 钢铸坯塑性较低区域向低温区移动约17 ℃, 3#试样在低温段的塑性变形能力较差。

这表明, 在连铸过程中为确保铸坯质量, 精确控制铸坯表面温度是一个关键因素。以1#试样为参考,20CrMnTi 钢连铸过程中的矫直温度应控制在825 ℃以上; 以3#样为参考, 低温阶段的冷却或变形参数优化则应注重避免中间裂纹等缺陷的产生。

1. 20CrMnTi 钢1#、2#及3#铸坯试样的柱状晶区在高温状态下具有相似的应力应变关系, 随着试样中心至铸坯表面的距离增加, 铸坯抗拉强度降低,低温下的硬化系数明显增大。

2. 1#、2#和3#铸坯试样的断面收缩率在750 ℃时均达到最低(约为60%)。随着距铸坯表面距离的增大(1#—3#), 20CrMnTi 钢脆性区间向低温区移动约17 ℃, 宽度基本保持在150 ℃左右。为确保铸坯质量, 在矫直过程中铸坯表面温度应高于825 ℃, 在低温阶段冷却、变形过程中应避免产生内部裂纹。