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基于第二相沉淀强化的微合金化钢因其优异的综合性能而被广泛应用和关注,确保其在连铸过程中的铸坯质量是实现微合金化钢高效生产的重要基石。然而,大量频繁出现的铸坯表面裂纹缺陷严重制约着微合金化铸坯生产效率的提升,尤其以微合金化亚包晶钢最为突出。其原因在于,凝固包晶相变过程会严重影响微合金化铸坯的热状态、显微组织状态及应力状态,并与凝固冷却过程中大量析出的第二相粒子共同作用恶化铸坯的高温性能,显著增加铸坯薄弱环节形成裂纹甚至漏钢的风险。因此,深入了解微合金化亚包晶钢凝固组织演变与第二相析出行为,可为较大限度地减少微合金化铸坯的表面裂纹缺陷提供理论和技术指导。鉴于此,论文首先从钢液凝固组织演变出发,采用原位研究手段对裂纹敏感性较高的钒微合金化亚包晶钢（Fe-0.11 wt.%C）和钛微合金化亚包晶钢（降低合金含量,并增C至0.16 wt.%）的高温组织演变及包晶相变过程进行了量化研究。其次,结合原位观察和理论计算研究了钛微合金化钢铸坯凝固冷却过程中的第二相析出行为,阐明了非平衡条件下铸坯第二相的析出与长大机理。最后,基于铸坯高温性能测试与显微结构分析,构建了奥氏体分解相体积分数的非等温动力学模型,明确了各元素在相组织演变过程的迁移行为。论文的主要研究结果可概括如下:（1）采用超高温激光共聚焦显微镜研究了不同化学成分和不同冷却速率下微合金化钢的凝固组织演变及包晶相变行为。原位观察实验发现,凝固包晶相变过程由包晶反应（L+δ→γ）和包晶转变（L→γ,δ→γ）构成,包晶反应的发生是通过L/δ界面处δ相的局部重熔机制来实现γ相的形核,随后液相流入δ相重熔缺口与γ相下端的δ相反应以延续γ相生长。增加C含量、降低合金含量的钛微合金化钢（Fe-0.16 wt.%C）凝固路径转变为了过包晶钢凝固序列。随着冷却速率的增加,L/δ界面形态由平面转变为胞状。冷却速率越高,包晶反应与包晶转变速率越大,重熔δ相的量越少。Fe-0.11 wt.%C微合金化钢δ→γ块状转变发生的关键冷速为50℃/min;成分调整后（Fe-0.16 wt.%C）δ→γ块状转变的关键冷却速率增大为60℃/min。（2）通过Thermo-Calc及DICTRA理论计算,并结合高温原位观察实验,研究分析了不同成分条件下包晶反应和包晶转变的产生机制,以及C含量与合金含量对包晶凝固行为的影响。原位观察发现,降低合金含量、增加C含量并未改变微合金化钢的包晶反应和包晶转变机制,但C含量增加会降低包晶反应驱动力,减缓包晶反应的初始速率。冷速为10℃/min时,成分调整前后的包晶反应初始速率分别为632μm/sec和210μm/sec。DICTRA理论计算表明,低冷却速率下,δ相的生长主要受温度和溶质元素扩散速率的影响,δ相微区重熔本质上是由溶质扩散引起的,包晶转变过程的界面迁移行为主要受C元素扩散控制。Thermo-Calc计算发现,增加C含量会导致δ相生成量减少,促使包晶转变产生的体积收缩量减小。增加Ti、Mn添加量会导致Fe-C合金包晶特征点H、J和B的碳含量减少;增加Si添加量则导致H、J和B的碳含量增加。（3）采用显微观察和理论计算研究了钛微合金化钢凝固过程第二相的析出热/动力学与生长动力学。通过OM、SEM和TEM研究发现,铸坯基体中同时存在着大量微米级的亮黄色Ti N和紫玫瑰色(Ti0.9-0.93Nb0.01Fe0.06)(C0.01-0.25N0.75-0.99),以及大量纳米级的Ti N、Ti4C2S2、Ti(Cx,N1-x)和Ti C。理论计算表明,微米级Ti N和Ti(Cx,N1-x)是从凝固液相中析出,且在包晶反应发生之前。奥氏体相中析出Ti(Cx,N1-x)的形核启动时间由快到慢依次为:晶界形核>位错形核>均质形核。降低Ti、N含量,液相中析出Ti N和Ti(Cx,N1-x)的开始温度显著减小;增加C含量,液相中析出Ti N和Ti(Cx,N1-x)的温度降低,但开始析出的固相率fs减小。降低Ti、N含量和提高冷却速率将显著减小凝固结束时Ti N和Ti(Cx,N1-x)形成的最大尺寸。（4）采用超高温激光共聚焦显微镜和理论计算明确了钛微合金化钢凝固过程第二相的析出与长大机理。原位研究表明,Ti N和Ti(Cx,N1-x)在液相中的粗化速率较大,在固相中的粗化速率十分缓慢。液相中析出的Ti N和Ti(Cx,N1-x)先以球体形态进行生长,之后转变为以正方体形态进行生长。球体粗化区与正方体粗化区的临界固相率约为0.897。当冷却速率为40℃/min时,液相中析出Ti N的球体直径突破1μm仅需1.34-1.45 sec。结合显微结构观察和理论计算结果表明,在球体粗化区结束时,液相中Ti N的生长尺寸DS2=（2171.71342±4.43718）/CR;而在正方体粗化区结束时,液相中Ti N的生长尺寸DC2=（2525.88681±5.20465）/CR。（5）采用峰分离和理论计算分析了钛微合金化铸坯奥氏体分解动力学,并利用三维原子探针研究了各物相间溶质元素迁移行为。基于重叠峰分离发现,珠光体相变起始温度Ar1和铁素体相变结束温度Aff与Tx存在显著差异。与杠杆法计算结果和JMat Pro预测结果相比,采用峰面积法计算的相体积分数与微观结构的实际测量结果吻合度更高。理论计算表明,铁素体/奥氏体界面迁移受残余奥氏体相内C原子扩散行为控制。铁素体相变活化能与冷却速率的函数表达式为Q=（143.585±5.63402）+（1.9776±0.41145）×CR。通过三维原子探针发现,奥氏体相分解完成后Fe、Si、P、Ni元素富集于铁素体相内,而Mn、C、Cr元素富集于渗碳体相内。室温基体中基本不含有非金属元素N、S以及微合金化元素Ti、Nb、V。