连铸坯质量控制课件

连铸坯质量控制连铸坯质量控制1连铸坯质量：纯净度（夹杂物含量、分布、形态）表面缺陷（裂纹、夹渣、皮下气泡等）内部缺陷（裂纹、偏析）钢水“干净”；表面缺陷由钢水在结晶器的凝固过程决定。坯壳的形成、结晶器振动、浸入式水口设计、保护渣性能、钢液面稳定性等有关；这也是生产无缺陷、热送和直接轧制的前提；内部质量由铸坯在二冷凝固冷却过程和铸坯的支撑系统的精度决定。二冷水量分布的合理、支承辊的严格对中、防止铸坯鼓肚变形等，是提高内部质量的关键。连铸坯质量：钢水“干净”；2连铸坯质量控制课件3第一节铸坯纯净度铸坯纯净度与产品质量[O]total夹杂物特点：（与钢锭相比）来源广泛，组成复杂；结晶器液相穴内夹杂物上浮困难；超显微夹杂，均匀分布；显微夹杂，小于50μ，与钢中[O]有关；宏观夹杂（大型夹杂），大于50μ，数量少，在钢中偶然分布，对产品质量危害大。第一节铸坯纯净度铸坯纯净度与产品质量[O]total夹杂物4夹杂物是深冲薄板冲裂的主要原因；汽车薄板如黑线、结疤会导致表面涂层不良，而黑线主要来自皮下的Al2O3。渡锡板（包装用）做DI罐、轮胎钢丝等都要求10kg几mg的水平。S/V板坯等为0.2-0.8，而薄板等达到10-50，这意味着接近表面，迫切降低夹杂物。夹杂物是深冲薄板冲裂的主要原因；5连铸坯夹杂物250×2100mmAl-Si镇静钢，钢包：12.2mg/10kg，149-210μ；中包：30.3149-210；铸坯：4.7297-710钢包50%以上为硅锰酸盐；铸坯60%为铝酸盐，Al2O3达50-80%，坚硬，不易变形，形成裂纹；连铸坯夹杂物250×2100mmAl-Si镇静钢，钢包50%6提高铸坯纯净度措施无渣出钢；（电炉偏心炉底）钢包精炼；无氧化浇注；处理后总氧可达20ppm以下中间包冶金提高铸坯纯净度措施无渣出钢；（电炉偏心炉底）7第二节铸坯表面质量第二节铸坯表面质量8表面纵裂纹初生坯壳的不均匀；作用于坯壳上的拉应力超过钢的高温允许的强度和应变，在薄弱处产生应力集中，导致纵裂，在二冷继续扩展。应力有：温度不均匀热应力σt；钢水静压力鼓胀力σP；与铜板摩擦σf；由于气隙，宽面收缩受窄面的约束而使坯壳承受弯曲应力σb1、4最大。表面纵裂纹初生坯壳的不均匀；作用于坯壳上的拉应力超过钢的高温9连铸坯质量控制课件10连铸坯质量控制课件11裂纹形成的基本条件：坯壳厚度不均匀，在薄弱处产生局部应力集中；沿树枝晶元素（C、Mn、S、P）的局部偏析，裂纹的开口和扩展总是在偏析严重之处。防止纵裂的措施：稳定的结晶器液面；合适的浸入式水口插入深度和出口倾角；合适的结晶器锥度，不当会有离角部2-5cm角部纵裂；水口与结晶器对中，以防止钢流热中心位移而冲刷坯壳；合适的保护渣性能；η/tf（粘度熔融时间）〈2，可减轻；合适的钢水过热度；波浪结晶器，使气隙均匀生成；采用热顶结晶器。裂纹形成的基本条件：防止纵裂的措施：12连铸坯质量控制课件13表面横向裂纹横向裂纹通常是看不见的,位于铸坯内弧表面振痕的波谷处.金相分析认为:裂纹位于铁素体网状区,而网状正好是初生奥氏体晶界.电子显微镜认为:在奥氏体晶界有AlN或Nb(CN)质点沉淀.当奥氏体晶界质点粗大,呈稀疏分布,板坯横裂纹产生的废品减少;当奥氏体晶界质点细小,呈密实分布,板坯横裂纹产生的废品增加.因此:控制沉淀在奥氏体晶界质点的粗大或控制质点不在晶界析出,可以降低对裂纹的敏感性.C-Mn钢,在较高温度(1050-1100)Nb(CN)已经开始在晶界沉淀,降低晶界的结合力,导致沿沉淀物周围的空洞生长,促使晶界裂纹扩展，同时使钢的脆化温度区间加宽,对裂纹敏感性增加.表面横向裂纹横向裂纹通常是看不见的,位于铸坯内弧表面振痕的波14含Al高,Al促使晶界质点呈细密分布,同时AlN在奥氏体晶界析出,降低晶界内聚力,增加γ→α转变的脆性,使900-700℃钢延性大大降低,对裂纹敏感性增加.铸坯在矫直时内弧受拉外弧受压,由于振痕的缺口效应而应力集中,同时矫直温度在700-900℃,加速振痕波谷初横裂纹的产生,并沿奥氏体晶界扩散.横裂纹深度决定于板坯厚度方向上的温度梯度,即裂纹扩展到具有良好延性的温度为止.含Al高,Al促使晶界质点呈细密分布,同时AlN在奥氏体晶界15因此:二冷区采用弱冷,使铸坯进拉矫温度大于950℃(含Nb),且应使板坯中心温度与角部温度差别尽可能小,有效减少横裂纹.从C-Mn钢拉漏看:结晶器初生坯壳振痕波谷处就有很细的裂纹,而在矫直操作区裂纹进一步扩展.其扩展决定于Al、晶界沉淀质点尺寸及矫直温度。振痕与横裂纹共生，振痕的形成是结晶器振动，引起弯月面钢水周期性流动使坯壳发生折叠所致。振幅越大，振痕越深；负滑脱时间越长，振痕越深，振动频率越低，振痕越深。振痕深处树枝晶粗大，溶质元素富集，当铸坯受到应力作用就成为裂纹的发源地。因此:二冷区采用弱冷,使铸坯进拉矫温度大于950℃(含Nb)16减少横裂纹的措施：1）结晶器采用高频、小幅振动，减少振痕深度。减少横裂纹的措施：172）二冷区采用平稳性冷却，矫直时铸坯表面温度高于质点沉淀温度或高于γ→α转变温度，以避开低延性区。3）降低钢中S、O、N，加入Ti、Zr、Ca以抑制CN化物和硫化物的晶界析出，或使CN化物质点变粗，以改善奥氏体晶粒热延性。4）减少结晶器液面波动，采用低表面张力，润滑性能良好的保护渣。5）细化奥氏体晶粒。横裂纹常沿铸坯表皮层下的粗大奥氏体晶界分布，可以通过二冷使奥氏体晶粒细化，以减少对裂纹的敏感性。A为γ→α→γ，使粗大奥氏体变细。无氮化铝等析出。2）二冷区采用平稳性冷却，矫直时铸坯表面温度高于质点沉淀温度18连铸坯质量控制课件19铸坯表面网状（星形或晶界）裂纹酸洗后才能发现，深度可达5mm，沿奥氏体晶界分布。产生的原因可能为：高温铸坯表面吸收了结晶器的铜，而Cu熔化为液体沿奥氏体晶界渗透所致。但即使采用镀Cr、Ni结晶器后这种裂纹还是存在；铸坯表面Fe的选择性氧化，而使残余元素（如Cu、Sn等）残留在表面沿晶界渗透形成热裂纹。特点：表面裂纹区有Cu、Ni等的富集。富集相成分铜很高，并且这富集相大约在1050℃熔化烟晶界渗透；Cu含量增加，裂纹加重。Cu在铸坯表面的氧化铁皮下形成液相，沿晶界穿行而失去塑性。Al的作用。钢中Al含量增加，铸坯表面网状裂纹加重。钢中铝低，在较高温度下喷水，裂纹的产生是由于Fe的选择性氧化，Cu液相渗入晶界引起的；钢中高铝时，二冷喷水产生严重裂纹是由于热循环作用AlN在晶界沉淀引起的。铸坯表面网状（星形或晶界）裂纹酸洗后才能发现，深度可达5mm20二冷水量。氧化铁皮形成速度与之有关。弱冷可导致表面温度高，易形成氧化铁皮，促使参与元素沿晶界富集，形成裂纹。强冷会加大温度梯度，促使微量元素晶界沉淀增加裂纹敏感性。二冷水量。21综上：控制并减少表面网裂的措施：结晶器镀Cr和Ni；合适的二冷水量；精选原料，控制残余元素；控制钢中Cu＜0.2%；控制钢中Mn/S＞40。综上：控制并减少表面网裂的措施：22铸坯表面夹渣深度为2-10mm，硅酸盐夹杂颗粒大而浅，而Al2O3夹杂颗粒小而深。要清除。冷轧薄板呈条状分布的黑线，认为是铝酸钙和氧化铝所致。镀锡板上的Ca-Al-Na氧化物夹杂是冲压裂纹的根源。夹渣也使导热不好，凝固壳薄，出结晶器后容易造成漏钢。对于硅镇静钢，夹渣与Mn/Si有关：Mn/Si＜4，形成SiO2浮渣容易在弯月面处冷凝结壳；Mn/Si＞4，形成液态MnO·SiO2流动性好。对于用铝钢，应限制铝用量，否则渣变粘，容易夹渣。铸坯表面夹渣深度为2-10mm，硅酸盐夹杂颗粒大而浅，而Al23对于保护浇注：结晶器液面波动是弯月面卷渣的根源。波动的原因：1）外部干扰，如水口扩大，堵塞或塞棒失灵；2）结晶器流体流动的搅动，如水口形状、插入深度、吹氩量等引起液面不稳定；3）拉速突然变化。对于保护浇注：24表面夹杂的来源主要是：1）保护渣中未溶解的组分；2）上浮到钢液面未被液渣吸收的Al2O3夹杂；3）富集Al2O3的高粘度渣。表面夹杂的来源主要是：25铸坯皮下气孔钢液凝固时生成的CO或H2的逸出，在柱状晶生长方向接近于铸坯表面形成的孔洞为气孔。脱氧不良是造成皮下气孔的重要原因之一；各种保护渣、绝热板等未干燥，导致H2的逸出；钢中TiN与保护渣中的氧化铁反应，有N2释放。铸坯皮下气孔钢液凝固时生成的CO或H2的逸出，在柱状晶生长方26第三节铸坯内部质量内部质量指低倍结构（柱状晶与等轴晶比例）、中心偏析、内部裂纹和夹杂物水平。与二冷区的冷却和支承辊系统密切相关。铸坯凝固结构特点：相当于高宽比很大的钢锭，边运行边凝固，液相穴很长，钢水补缩不好，易产生中心疏松和缩孔；钢水分阶段凝固。结晶器形成初生坯壳，二冷区喷水冷却完全凝固。二冷区坯壳温度梯度大，柱状晶发达，但凝固速度快，晶粒较细；总之：其主要任务是控制柱状晶与等轴晶的比例，获得没有内部缺陷和致密的凝固组织。第三节铸坯内部质量内部质量指低倍结构（柱状晶与等轴晶比例）27铸坯中心偏析偏析是凝固过程中溶质元素在固相和液相中再分配的结果，分为显微偏析和宏观偏析。显微偏析局限于树枝干和枝晶之间成分的差异，在1-3μ；宏观偏析以cm计算，在同一产品上会产生机械性能各向异性。中心偏析轧制后冷却时，在产品中产生马氏体和贝氏体的转变产物，对氢脆裂纹非常敏感，同时粗大的沉淀物（MnS、Nb（CN）3）加速中心裂纹的扩展。中心偏析形成机理：凝固桥理论；鼓肚理论；铸坯中心偏析偏析是凝固过程中溶质元素在固相和液相中再分配的结28凝固过程中坯壳的鼓胀，造成树枝晶间富集溶质流体的流动，或者凝固末期由于铸坯收缩使凝固末端富集溶质流体流动导致中心偏析（半宏观偏析）凝固过程中坯壳的鼓胀，造成树枝晶间富集溶质流体的流动，或者凝29连铸坯质量控制课件30降低碳当量（CEV），中心偏析减轻，从而减轻或消除中心区马氏体的形成。中心区马氏体（M）与碳当量（CEV）和钢水过热度（ΔT）的关系：M=81（CEV）+0.177(ΔT)-296.7降低碳当量（CEV），中心偏析减轻，从而减轻或消除中心区马氏31板坯中心偏析程度也可用偏析长度率ＳＬＲ表示：用偏析面积ＳＡ表示：板坯中心偏析程度也可用偏析长度率ＳＬＲ表示：用偏析面积ＳＡ表32连铸坯质量控制课件33连铸坯质量控制课件34防止中心偏析，具体措施：减少易偏析元素含量。如用铁水预处理或钢包脱硫，降硫至0.01%以下；为防止富集溶质残余钢水的流动，必须防止在凝固过程中坯壳的鼓肚；控制浇注温度，对于16Mn等，最好把过热度控制在5-15℃；采用电磁搅拌，消除搭桥增加中心等轴晶区，中心偏析明显改善甚至消失；采用强冷技术。中心偏析与凝固末期液相穴末端糊状区的体积有关。在凝固末端设置强冷区，其长度和冷却水量是可调的，强冷能压实铸坯芯部，防止鼓胀，增加等轴晶区，消除“V”偏析和疏松，其效果不压于轻压下技术。采用轻压下技术。防止中心偏析，具体措施：35连铸坯质量控制课件36大方坯300×400mm，拉速0.7-0.9m/min,R=10.5,生产高碳钢(C=0.77%-0.81%,Mn=0.8%-0.9%).水平段辊子用压缩辊，压缩区长度为2-4m，结果表明，适度轻压缩可减少中心偏析，V形偏析几乎消失。大方坯300×400mm，拉速0.7-0.9m/min,R=37采用轻压下板坯角部区域中心偏析有所增大。这是因为：板坯宽度方向压缩不均匀；液相穴末端形状不规则。故意鼓肚和轻压下相结合的技术（IBSR），在A区的辊缝沿出坯方向逐渐加大，使铸坯微鼓肚，然后轻压下使板坯宽度中心厚度大于边缘厚度，在B区轻压下区压缩辊未接触板坯宽度边缘就能实现压缩，使宽度方向获得均匀压缩。。采用轻压下板坯角部区域中心偏析有所增大。这是因为：板坯宽度方38铸坯中心致密度铸坯中心致密度决定了中心疏松和偏析程度，而致密度主要决定了柱状晶与等轴晶比例。与下列因素有关：钢种，低碳钢和高碳钢柱状晶发达，中碳钢柱状晶较短。奥氏体不锈钢柱状晶发达；冷却制度。二冷强冷，促进柱状晶的生长，以致形成搭桥，造成严重的中心偏析等；浇注温度。高温浇注促进柱状晶的生长。加速柱状晶向等轴晶的转化措施：尽可能低温浇注；加速液相穴过热度的消除；采用电磁搅拌技术。铸坯中心致密度铸坯中心致密度决定了中心疏松和偏析程度，而致密39铸坯内部裂纹铸坯内裂起源于固液界面并伴随有偏析线，即使轧制焊合，还会影响机械性能等。铸坯内部裂纹铸坯内裂起源于固液界面并伴随有偏析线，即使轧制焊40内裂特征：角裂，在弯月面以下250mm以内产生，裂纹首先在固液交界面形成然后扩展。角部为二维传热，凝固最快收缩最早，产生气隙，传热减慢坯壳较薄，在鼓肚或菱变造成的拉应力作用于坯壳薄弱处而产生裂纹，严重的还会漏钢。中间裂纹，位于铸坯表面和中心之间的某一位置。主要是二冷区冷却不均匀，坯壳反复回温；或由于支承辊对中不良，使坯壳鼓肚，在凝固前沿受到张应力的作用，在固液交界面出现裂纹，并沿柱状晶薄弱处继续扩展直到坯壳高温强度能抵抗应力为止。在裂纹里吸入富集溶质S、P等，在硫印上表现裂纹黑线，裂纹里有链状硫化物夹杂。压缩（矫直）裂纹，带液芯的铸坯矫直时，拉矫辊压力过大，铸坯受压面的垂直方向变形超过允许变形而产生裂纹，裂纹集中在内弧侧柱状晶区，裂纹里充满残余母液。皮下裂纹，离铸坯表面不等（3-10mm）的细小裂纹，主要是由于铸坯表层温度反复回升所发生的多次相变，裂纹沿两种组织交界面扩展而形成。内裂特征：41中心线裂纹，横断面中线区域可见的缝隙为中心线裂纹，并伴有S、P、C的正偏析。它是柱状晶搭桥或凝固末期鼓肚而产生的。对角线裂纹，常发生在两个不同冷却面凝固组织交界，小方坯菱变、结晶器冷却不均匀及二冷不对称冷却都会导致此种裂纹的产生。星状裂纹，方坯横断面中心裂纹呈放射状。凝固末期接近液相穴端部中心残余液体凝固要收缩，而周围的固体阻碍中心液体收缩产生拉应力，另外中心液体凝固放出潜热又使周围固体加热膨胀，在两者的综合作用下使中心区受到破坏而导致放射状裂纹。中心线裂纹，横断面中线区域可见的缝隙为中心线裂纹，并伴有S、42能否产生裂纹决定三个条件：1）固液交界面所能承受的外力（如热应力、鼓肚力、矫直力、弯曲力等）和由此产生的塑性变形超过了所允许的高温强度和极限应变值，则形成树枝晶间裂纹；2）铸坯凝固结构，即柱状晶的比例；3）残余杂质元素的含量。工艺上采取：多点矫直；辊间距合适，对弧准确；尽可能不带液芯矫直或采用压缩铸造技术；二冷区水量分配适当，铸坯表面温度分布均匀。影响坯壳产生裂纹的本质是1400-1600℃的力学行为能否产生裂纹决定三个条件：工艺上采取：影响坯壳产生裂纹的本质43钢的高温延性分三个区：1）熔点脆化区（Ⅰ区），当温度下降到液相线温度TL时，钢液开始结晶，温度下降到TS以上20-30℃，树枝晶可传递微小拉伸力，表现微弱强度，此温度为零强度温度TF0=TS+20-30℃。当温度继续下降，强度缓慢增加，但塑性的断面收缩率RA%为零，只有再低30-50℃，才有延性，此温度为零塑性温度，TZ0=TS-（20-30）℃TZ0和TF0是衡量凝固前沿内裂倾向的尺度。钢的高温延性分三个区：44钢中含碳量增加，TZ0和TF0降低，钢中S、P、O易偏析元素增加，降低TZ0和TF0降低，增加了固液界面裂纹敏感性。固液界面产生裂纹的临界值，对于低碳钢σ=1-3N/mm2，ε=0.15-0.2%.2)最大塑性区（Ⅱ）。温度在1300-1000℃，钢的高温强度和塑性增加达到最大值，这相当于常用的热加工区。视钢种不同略有变化，如C-Mn钢为1300-900℃。1300-900℃脆裂机理是沿奥氏体晶界有过饱和的S、O化物沉淀如（Fe、Mn）S、（Fe、Mn）O增加了晶界断裂的敏感性。Mn/S＜30为贫延性，Mn/S＞40为良好延性（RA%＞60%）。因此保持合适的Mn/S氏防止裂纹产生是非常重要的。3）二次脆化区（Ⅲ），该区相当于γ→α相变。当温度小于1000-900℃塑性下降，到700℃左右塑性最低（RA%＜20%）。变形速率小，脆性大。此区是铸坯表面裂纹产生的根源。钢中含碳量增加，TZ0和TF0降低，钢中S、P、O易偏析45脆裂机理沉淀在奥氏体晶界的Nb（CN）和AlN等质点，是应力集中源，在外力作用下引起晶界划移，形成孔洞，并增加晶界脆性，或者在γ→α相变时，在γ晶界产生的薄膜状的初生铁素体，由于αFe的强度比γ小几倍，使晶界集中不均匀变形而产生晶界脆裂。脆裂机理沉淀在奥氏体晶界的Nb（CN）和AlN等质点，是应力46力学观点《铸坯裂纹》：临界应力；临界应变；总体来说，临界应力σ和临界应变ε反映了凝固结构，全δ相凝固（C＜0.1%)时，强度和韧性都较高，抗裂纹能力较强;γ+δ(C0.1-0.5%)和γ相凝固(C＞0.5%)韧性和强度较低,对裂纹敏感性增加.冶金学观点:

1)晶界脆化理论.在凝固前沿大约液相分率10%,富集溶质的液体薄膜(如硫化物)包围树枝晶,降低了固相线温度附近钢的延展性和强度,当受到外力作用裂纹就沿晶界发生,致使凝固前沿产生裂纹;2)柱状晶区”切口效应”.凝固前沿的柱状晶生长的根部,相当于一个”切口”产生应力集中而导致裂纹;3)硫化物脆性.硫化物沿晶界分布形成二类硫化物,引起晶间脆性,成为裂纹优先扩展的地方.这是已凝固坯壳产生裂纹的原因.4)质点沉淀理论,质点在奥氏体晶界沉淀,增加了晶界脆性,加强了裂纹的敏感性.这是矫直产生裂纹的重要原因.力学观点《铸坯裂纹》：47第四节热加工对铸坯缺陷的影响压下量对铸坯内部缺陷的作用1.压缩比位3，中心疏松完全焊合；2加大压下量（压缩比为5），对纵向性能无明显变化，主要使轴心部位性能接近铸坯1/4厚度处性能；3压下量小于2，横向性能（延伸率）较低且分散，压下量大时，中心疏松焊合，硫化物延伸，板坯中心和边缘横向性能无多大差别；板坯压缩比为3-6，小方坯电磁搅拌后，压缩比为2，可焊合，未电磁搅拌，要3才能达到效果第四节热加工对铸坯缺陷的影响压下量对铸坯内部缺陷的作用1.48压下量对铸坯表面缺陷的影响厚度为250mm的板坯，如针孔直径为0.4-0.5mm，深度为1-20mm，轧成0.4-2mm厚的板材，针孔可以消失，如直径为3mm，深度小于4mm针孔，轧成2mm厚的板材，缺陷可消失，但厚度大于4mm的板，缺陷可见。若板材气孔直径为d，深度为h：d/h＞5；气孔边缘在轧制之后不易焊合，气孔底部会出现在表面上形成线状裂纹；d/h＜5，由于展宽的作用，气孔边缘能焊合变成一条线。横向裂纹和纵向裂纹有区别。如纵向裂纹延伸20%后原始深度为30μ的裂纹可消失，而横向裂纹，延伸40%，才可消失。压下量对铸坯表面缺陷的影响厚度为250mm的板坯，如针孔直径49塑性变形时，随着金属连续延伸，导致缺陷间断变化，缺陷暴露于轧材表面；氧化使位于表面几十微米处缺陷消失；氧化铁鳞片的物理分离和剥落。塑性变形时，随着金属连续延伸，导致缺陷间断变化，缺陷暴露于轧50轧制过程铸坯中夹杂物变形夹杂物以细小固体质点分散在连铸坯中，在热加工时由于夹杂物与基体的差异，会对产品性能（疲劳、力学性能）带来不同程度的影响。夹杂物塑性变形能力为：A类：夹杂物沿轧制方向伸长，如MnS、FeS、MnO·SiO2、MnO-FeS-SiO2B类：夹杂物不连续延伸成链状，如群状Al2O3。C类：不发生塑性变形而成不规则分布。如SiO2、含SiO2高的硅酸盐、含钙高的硅酸盐夹杂物在钢材中颗粒大小和分布，在很大程度上决定于轧制时的变形量，对钢材性能的影响则决定于轧制时夹杂物变形行为，而夹杂物变形行为是与夹杂物熔点或软化点、轧制温度、压缩比以及夹杂物与钢的变形能力等因素有关。轧制过程铸坯中夹杂物变形夹杂物以细小固体质点分散在连铸坯中，51变形指数ν来描述夹杂物变形能力的量度：夹杂物的真实应变，%；钢基体的真实应变，%；对于平面变形，假定夹杂物体积为一常数，则：b-变形夹杂物长轴，mm；a-变形夹杂物短轴，mm；h0-钢样原始高度，mm；h-钢样变形后高度，mm；变形指数ν来描述夹杂物变形能力的量度：夹杂物的真实应变，%；52ν=0，表示轧制夹杂物不变形，在钢基体与夹杂物交界面产生锥形孔隙容易产生热撕裂；ν=1，表示轧制夹杂物变形伸长与钢基体变形相同。夹杂物截面变成椭圆形，在钢与夹杂物交界处形成裂纹；ν=0.3-0.5，轧制时夹杂物与钢界面产生鱼尾状裂纹。ν=0，表示轧制夹杂物不变形，在钢基体与夹杂物交界面产生锥形53连铸坯质量控制连铸坯质量控制54连铸坯质量：纯净度（夹杂物含量、分布、形态）表面缺陷（裂纹、夹渣、皮下气泡等）内部缺陷（裂纹、偏析）钢水“干净”；表面缺陷由钢水在结晶器的凝固过程决定。坯壳的形成、结晶器振动、浸入式水口设计、保护渣性能、钢液面稳定性等有关；这也是生产无缺陷、热送和直接轧制的前提；内部质量由铸坯在二冷凝固冷却过程和铸坯的支撑系统的精度决定。二冷水量分布的合理、支承辊的严格对中、防止铸坯鼓肚变形等，是提高内部质量的关键。连铸坯质量：钢水“干净”；55连铸坯质量控制课件56第一节铸坯纯净度铸坯纯净度与产品质量[O]total夹杂物特点：（与钢锭相比）来源广泛，组成复杂；结晶器液相穴内夹杂物上浮困难；超显微夹杂，均匀分布；显微夹杂，小于50μ，与钢中[O]有关；宏观夹杂（大型夹杂），大于50μ，数量少，在钢中偶然分布，对产品质量危害大。第一节铸坯纯净度铸坯纯净度与产品质量[O]total夹杂物57夹杂物是深冲薄板冲裂的主要原因；汽车薄板如黑线、结疤会导致表面涂层不良，而黑线主要来自皮下的Al2O3。渡锡板（包装用）做DI罐、轮胎钢丝等都要求10kg几mg的水平。S/V板坯等为0.2-0.8，而薄板等达到10-50，这意味着接近表面，迫切降低夹杂物。夹杂物是深冲薄板冲裂的主要原因；58连铸坯夹杂物250×2100mmAl-Si镇静钢，钢包：12.2mg/10kg，149-210μ；中包：30.3149-210；铸坯：4.7297-710钢包50%以上为硅锰酸盐；铸坯60%为铝酸盐，Al2O3达50-80%，坚硬，不易变形，形成裂纹；连铸坯夹杂物250×2100mmAl-Si镇静钢，钢包50%59提高铸坯纯净度措施无渣出钢；（电炉偏心炉底）钢包精炼；无氧化浇注；处理后总氧可达20ppm以下中间包冶金提高铸坯纯净度措施无渣出钢；（电炉偏心炉底）60第二节铸坯表面质量第二节铸坯表面质量61表面纵裂纹初生坯壳的不均匀；作用于坯壳上的拉应力超过钢的高温允许的强度和应变，在薄弱处产生应力集中，导致纵裂，在二冷继续扩展。应力有：温度不均匀热应力σt；钢水静压力鼓胀力σP；与铜板摩擦σf；由于气隙，宽面收缩受窄面的约束而使坯壳承受弯曲应力σb1、4最大。表面纵裂纹初生坯壳的不均匀；作用于坯壳上的拉应力超过钢的高温62连铸坯质量控制课件63连铸坯质量控制课件64裂纹形成的基本条件：坯壳厚度不均匀，在薄弱处产生局部应力集中；沿树枝晶元素（C、Mn、S、P）的局部偏析，裂纹的开口和扩展总是在偏析严重之处。防止纵裂的措施：稳定的结晶器液面；合适的浸入式水口插入深度和出口倾角；合适的结晶器锥度，不当会有离角部2-5cm角部纵裂；水口与结晶器对中，以防止钢流热中心位移而冲刷坯壳；合适的保护渣性能；η/tf（粘度熔融时间）〈2，可减轻；合适的钢水过热度；波浪结晶器，使气隙均匀生成；采用热顶结晶器。裂纹形成的基本条件：防止纵裂的措施：65连铸坯质量控制课件66表面横向裂纹横向裂纹通常是看不见的,位于铸坯内弧表面振痕的波谷处.金相分析认为:裂纹位于铁素体网状区,而网状正好是初生奥氏体晶界.电子显微镜认为:在奥氏体晶界有AlN或Nb(CN)质点沉淀.当奥氏体晶界质点粗大,呈稀疏分布,板坯横裂纹产生的废品减少;当奥氏体晶界质点细小,呈密实分布,板坯横裂纹产生的废品增加.因此:控制沉淀在奥氏体晶界质点的粗大或控制质点不在晶界析出,可以降低对裂纹的敏感性.C-Mn钢,在较高温度(1050-1100)Nb(CN)已经开始在晶界沉淀,降低晶界的结合力,导致沿沉淀物周围的空洞生长,促使晶界裂纹扩展，同时使钢的脆化温度区间加宽,对裂纹敏感性增加.表面横向裂纹横向裂纹通常是看不见的,位于铸坯内弧表面振痕的波67含Al高,Al促使晶界质点呈细密分布,同时AlN在奥氏体晶界析出,降低晶界内聚力,增加γ→α转变的脆性,使900-700℃钢延性大大降低,对裂纹敏感性增加.铸坯在矫直时内弧受拉外弧受压,由于振痕的缺口效应而应力集中,同时矫直温度在700-900℃,加速振痕波谷初横裂纹的产生,并沿奥氏体晶界扩散.横裂纹深度决定于板坯厚度方向上的温度梯度,即裂纹扩展到具有良好延性的温度为止.含Al高,Al促使晶界质点呈细密分布,同时AlN在奥氏体晶界68因此:二冷区采用弱冷,使铸坯进拉矫温度大于950℃(含Nb),且应使板坯中心温度与角部温度差别尽可能小,有效减少横裂纹.从C-Mn钢拉漏看:结晶器初生坯壳振痕波谷处就有很细的裂纹,而在矫直操作区裂纹进一步扩展.其扩展决定于Al、晶界沉淀质点尺寸及矫直温度。振痕与横裂纹共生，振痕的形成是结晶器振动，引起弯月面钢水周期性流动使坯壳发生折叠所致。振幅越大，振痕越深；负滑脱时间越长，振痕越深，振动频率越低，振痕越深。振痕深处树枝晶粗大，溶质元素富集，当铸坯受到应力作用就成为裂纹的发源地。因此:二冷区采用弱冷,使铸坯进拉矫温度大于950℃(含Nb)69减少横裂纹的措施：1）结晶器采用高频、小幅振动，减少振痕深度。减少横裂纹的措施：702）二冷区采用平稳性冷却，矫直时铸坯表面温度高于质点沉淀温度或高于γ→α转变温度，以避开低延性区。3）降低钢中S、O、N，加入Ti、Zr、Ca以抑制CN化物和硫化物的晶界析出，或使CN化物质点变粗，以改善奥氏体晶粒热延性。4）减少结晶器液面波动，采用低表面张力，润滑性能良好的保护渣。5）细化奥氏体晶粒。横裂纹常沿铸坯表皮层下的粗大奥氏体晶界分布，可以通过二冷使奥氏体晶粒细化，以减少对裂纹的敏感性。A为γ→α→γ，使粗大奥氏体变细。无氮化铝等析出。2）二冷区采用平稳性冷却，矫直时铸坯表面温度高于质点沉淀温度71连铸坯质量控制课件72铸坯表面网状（星形或晶界）裂纹酸洗后才能发现，深度可达5mm，沿奥氏体晶界分布。产生的原因可能为：高温铸坯表面吸收了结晶器的铜，而Cu熔化为液体沿奥氏体晶界渗透所致。但即使采用镀Cr、Ni结晶器后这种裂纹还是存在；铸坯表面Fe的选择性氧化，而使残余元素（如Cu、Sn等）残留在表面沿晶界渗透形成热裂纹。特点：表面裂纹区有Cu、Ni等的富集。富集相成分铜很高，并且这富集相大约在1050℃熔化烟晶界渗透；Cu含量增加，裂纹加重。Cu在铸坯表面的氧化铁皮下形成液相，沿晶界穿行而失去塑性。Al的作用。钢中Al含量增加，铸坯表面网状裂纹加重。钢中铝低，在较高温度下喷水，裂纹的产生是由于Fe的选择性氧化，Cu液相渗入晶界引起的；钢中高铝时，二冷喷水产生严重裂纹是由于热循环作用AlN在晶界沉淀引起的。铸坯表面网状（星形或晶界）裂纹酸洗后才能发现，深度可达5mm73二冷水量。氧化铁皮形成速度与之有关。弱冷可导致表面温度高，易形成氧化铁皮，促使参与元素沿晶界富集，形成裂纹。强冷会加大温度梯度，促使微量元素晶界沉淀增加裂纹敏感性。二冷水量。74综上：控制并减少表面网裂的措施：结晶器镀Cr和Ni；合适的二冷水量；精选原料，控制残余元素；控制钢中Cu＜0.2%；控制钢中Mn/S＞40。综上：控制并减少表面网裂的措施：75铸坯表面夹渣深度为2-10mm，硅酸盐夹杂颗粒大而浅，而Al2O3夹杂颗粒小而深。要清除。冷轧薄板呈条状分布的黑线，认为是铝酸钙和氧化铝所致。镀锡板上的Ca-Al-Na氧化物夹杂是冲压裂纹的根源。夹渣也使导热不好，凝固壳薄，出结晶器后容易造成漏钢。对于硅镇静钢，夹渣与Mn/Si有关：Mn/Si＜4，形成SiO2浮渣容易在弯月面处冷凝结壳；Mn/Si＞4，形成液态MnO·SiO2流动性好。对于用铝钢，应限制铝用量，否则渣变粘，容易夹渣。铸坯表面夹渣深度为2-10mm，硅酸盐夹杂颗粒大而浅，而Al76对于保护浇注：结晶器液面波动是弯月面卷渣的根源。波动的原因：1）外部干扰，如水口扩大，堵塞或塞棒失灵；2）结晶器流体流动的搅动，如水口形状、插入深度、吹氩量等引起液面不稳定；3）拉速突然变化。对于保护浇注：77表面夹杂的来源主要是：1）保护渣中未溶解的组分；2）上浮到钢液面未被液渣吸收的Al2O3夹杂；3）富集Al2O3的高粘度渣。表面夹杂的来源主要是：78铸坯皮下气孔钢液凝固时生成的CO或H2的逸出，在柱状晶生长方向接近于铸坯表面形成的孔洞为气孔。脱氧不良是造成皮下气孔的重要原因之一；各种保护渣、绝热板等未干燥，导致H2的逸出；钢中TiN与保护渣中的氧化铁反应，有N2释放。铸坯皮下气孔钢液凝固时生成的CO或H2的逸出，在柱状晶生长方79第三节铸坯内部质量内部质量指低倍结构（柱状晶与等轴晶比例）、中心偏析、内部裂纹和夹杂物水平。与二冷区的冷却和支承辊系统密切相关。铸坯凝固结构特点：相当于高宽比很大的钢锭，边运行边凝固，液相穴很长，钢水补缩不好，易产生中心疏松和缩孔；钢水分阶段凝固。结晶器形成初生坯壳，二冷区喷水冷却完全凝固。二冷区坯壳温度梯度大，柱状晶发达，但凝固速度快，晶粒较细；总之：其主要任务是控制柱状晶与等轴晶的比例，获得没有内部缺陷和致密的凝固组织。第三节铸坯内部质量内部质量指低倍结构（柱状晶与等轴晶比例）80铸坯中心偏析偏析是凝固过程中溶质元素在固相和液相中再分配的结果，分为显微偏析和宏观偏析。显微偏析局限于树枝干和枝晶之间成分的差异，在1-3μ；宏观偏析以cm计算，在同一产品上会产生机械性能各向异性。中心偏析轧制后冷却时，在产品中产生马氏体和贝氏体的转变产物，对氢脆裂纹非常敏感，同时粗大的沉淀物（MnS、Nb（CN）3）加速中心裂纹的扩展。中心偏析形成机理：凝固桥理论；鼓肚理论；铸坯中心偏析偏析是凝固过程中溶质元素在固相和液相中再分配的结81凝固过程中坯壳的鼓胀，造成树枝晶间富集溶质流体的流动，或者凝固末期由于铸坯收缩使凝固末端富集溶质流体流动导致中心偏析（半宏观偏析）凝固过程中坯壳的鼓胀，造成树枝晶间富集溶质流体的流动，或者凝82连铸坯质量控制课件83降低碳当量（CEV），中心偏析减轻，从而减轻或消除中心区马氏体的形成。中心区马氏体（M）与碳当量（CEV）和钢水过热度（ΔT）的关系：M=81（CEV）+0.177(ΔT)-296.7降低碳当量（CEV），中心偏析减轻，从而减轻或消除中心区马氏84板坯中心偏析程度也可用偏析长度率ＳＬＲ表示：用偏析面积ＳＡ表示：板坯中心偏析程度也可用偏析长度率ＳＬＲ表示：用偏析面积ＳＡ表85连铸坯质量控制课件86连铸坯质量控制课件87防止中心偏析，具体措施：减少易偏析元素含量。如用铁水预处理或钢包脱硫，降硫至0.01%以下；为防止富集溶质残余钢水的流动，必须防止在凝固过程中坯壳的鼓肚；控制浇注温度，对于16Mn等，最好把过热度控制在5-15℃；采用电磁搅拌，消除搭桥增加中心等轴晶区，中心偏析明显改善甚至消失；采用强冷技术。中心偏析与凝固末期液相穴末端糊状区的体积有关。在凝固末端设置强冷区，其长度和冷却水量是可调的，强冷能压实铸坯芯部，防止鼓胀，增加等轴晶区，消除“V”偏析和疏松，其效果不压于轻压下技术。采用轻压下技术。防止中心偏析，具体措施：88连铸坯质量控制课件89大方坯300×400mm，拉速0.7-0.9m/min,R=10.5,生产高碳钢(C=0.77%-0.81%,Mn=0.8%-0.9%).水平段辊子用压缩辊，压缩区长度为2-4m，结果表明，适度轻压缩可减少中心偏析，V形偏析几乎消失。大方坯300×400mm，拉速0.7-0.9m/min,R=90采用轻压下板坯角部区域中心偏析有所增大。这是因为：板坯宽度方向压缩不均匀；液相穴末端形状不规则。故意鼓肚和轻压下相结合的技术（IBSR），在A区的辊缝沿出坯方向逐渐加大，使铸坯微鼓肚，然后轻压下使板坯宽度中心厚度大于边缘厚度，在B区轻压下区压缩辊未接触板坯宽度边缘就能实现压缩，使宽度方向获得均匀压缩。。采用轻压下板坯角部区域中心偏析有所增大。这是因为：板坯宽度方91铸坯中心致密度铸坯中心致密度决定了中心疏松和偏析程度，而致密度主要决定了柱状晶与等轴晶比例。与下列因素有关：钢种，低碳钢和高碳钢柱状晶发达，中碳钢柱状晶较短。奥氏体不锈钢柱状晶发达；冷却制度。二冷强冷，促进柱状晶的生长，以致形成搭桥，造成严重的中心偏析等；浇注温度。高温浇注促进柱状晶的生长。加速柱状晶向等轴晶的转化措施：尽可能低温浇注；加速液相穴过热度的消除；采用电磁搅拌技术。铸坯中心致密度铸坯中心致密度决定了中心疏松和偏析程度，而致密92铸坯内部裂纹铸坯内裂起源于固液界面并伴随有偏析线，即使轧制焊合，还会影响机械性能等。铸坯内部裂纹铸坯内裂起源于固液界面并伴随有偏析线，即使轧制焊93内裂特征：角裂，在弯月面以下250mm以内产生，裂纹首先在固液交界面形成然后扩展。角部为二维传热，凝固最快收缩最早，产生气隙，传热减慢坯壳较薄，在鼓肚或菱变造成的拉应力作用于坯壳薄弱处而产生裂纹，严重的还会漏钢。中间裂纹，位于铸坯表面和中心之间的某一位置。主要是二冷区冷却不均匀，坯壳反复回温；或由于支承辊对中不良，使坯壳鼓肚，在凝固前沿受到张应力的作用，在固液交界面出现裂纹，并沿柱状晶薄弱处继续扩展直到坯壳高温强度能抵抗应力为止。在裂纹里吸入富集溶质S、P等，在硫印上表现裂纹黑线，裂纹里有链状硫化物夹杂。压缩（矫直）裂纹，带液芯的铸坯矫直时，拉矫辊压力过大，铸坯受压面的垂直方向变形超过允许变形而产生裂纹，裂纹集中在内弧侧柱状晶区，裂纹里充满残余母液。皮下裂纹，离铸坯表面不等（3-10mm）的细小裂纹，主要是由于铸坯表层温度反复回升所发生的多次相变，裂纹沿两种组织交界面扩展而形成。内裂特征：94中心线裂纹，横断面中线区域可见的缝隙为中心线裂纹，并伴有S、P、C的正偏析。它是柱状晶搭桥或凝固末期鼓肚而产生的。对角线裂纹，常发生在两个不同冷却面凝固组织交界，小方坯菱变、结晶器冷却不均匀及二冷不对称冷却都会导致此种裂纹的产生。星状裂纹，方坯横断面中心裂纹呈放射状。凝固末期接近液相穴端部中心残余液体凝固要收缩，而周围的固体阻碍中心液体收缩产生拉应力，另外中心液体凝固放出潜热又使周围固体加热膨胀，在两者的综合作用下使中心区受到破坏而导致放射状裂纹。中心线裂纹，横断面中线区域可见的缝隙为中心线裂纹，并伴有S、95能否产生裂纹决定三个条件：1）固液交界面所能承受的外力（如热应力、鼓肚力、矫直力、弯曲力等）和由此产生的塑性变形超过了所允许的高温强度和极限应变值，则形成树枝晶间裂纹；2）铸坯凝固结构，即柱状晶的比例；3）残余杂质元素的含量。工艺上采取：多点矫直；辊间距合适，对弧准确；尽可能不带液芯矫直或采用压缩铸造技术；二冷区水量分配适当，铸坯表面温度分布均匀。影响坯壳产生裂纹的本质是1400-1600℃的力学行为能否产生裂纹决定三个条件：工艺上采取：影响坯壳产生裂纹的本质96钢的高温延性分三个区：1）熔点脆化区（Ⅰ区），当温度下降到液相线温度TL时，钢液开始结晶，温度下降到TS以上20-30℃，树枝晶可传递微小拉伸力，表现微弱强度，此温度为零强度温度TF0=TS+20-30℃。当温度继续下降，强度缓慢增加，但塑性的断面收缩率RA%为零，只有再低30-50℃，才有延性，此温度为零塑性温度，TZ0=TS-（20-30）℃TZ0和TF0是衡量凝固前沿内裂倾向的尺度。钢的高温延性分三个区：97钢中含碳量增加，TZ0和TF0降低，钢中S、P、O易偏析元素增加，降低TZ0和TF0降低，增加了固液界面裂纹敏感性。固液界面产生裂纹的临界值，对于低碳钢σ=1-3N/mm2，ε=0.15-0.2%.2)最大塑性区（Ⅱ）。温度在1300-1000℃，钢的高温强度和塑性增加达到最大值，这相当于常用的热加工区。视钢种不同略有变化，如C-Mn钢为1300-900℃。1300-900℃脆裂机理是沿奥氏体晶界有过饱和的S、O化物沉淀如（Fe、Mn）S、（Fe、Mn）O增加了晶界断裂的敏感性。Mn/S＜30为贫延性，Mn/S＞40为良好延性（RA%＞60%）。因此保持合适的Mn/S氏防止裂纹产生是非常重要的。3）二次脆化区（Ⅲ），该区相当于γ→α相变。当温度小于1000-900℃塑性下降，到700℃左右塑性最低（RA%＜20%）。变形速率小，脆性大。此区是铸坯表面裂纹产生的根源。钢中含碳量增加，TZ0和TF0降低，钢中S、P、O易偏析98脆裂机理沉淀在奥氏体晶界的Nb（CN）和AlN等质点，是应力集中源，在外力作用下引起晶界划移，形成孔洞，并增加晶界脆性，或者在γ→α相变