第四讲凝固缺陷与控制课件

单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,第四讲 铸坯缺陷与控制,Mechanism and Defect of,Continuous Casting Slab,预备知识,【1】,应力,在热加工过程中，工件因经历了加热和冷却过程，其尺寸和形状将发生变化。如果这种变化受到了阻碍，就会在工件内产生应力，也称内应力。内应力自身平衡于物体内部。,伴随加热和冷却过程而变化的应力称为,瞬时应力,；,完全冷却后残存在工件中的应力称为,残余应力,。,按其形成原因可分为：,热应力、相变应力和机械阻碍应力。,热应力,工件在加热和冷却过程中，由于各部分的温度不同造成工件上同一时刻各部分的收缩或膨胀量不同，从而导致内部彼此相互制约而产生应力。,这种应力是由不均匀温度场引起的，故称为热应力。,组织应力,材料在固态相变时一般伴随有体积的变化，而不均匀加热或冷却可导致材料内部各部分相变不同步，在材料中产生内应力。,钢中奥氏体的比容（,0.1220.125cm3/g,）小于铁素体（,0.127cm3/g,）,机械阻碍应力,前几种内应力：同一物体内部自拘束引起的内应力；,附加应力：外部拘束引起的物体与拘束件之间内应力；,举例：,铸件冷却收缩时，铸型和型芯的退让性不够，铸件内产生拉应力，可能在铸型消除前产生裂纹；,内应力低于屈服强，拘束消除后附加应力也消除,应力大于屈服强度，产生不可恢复的变形,内应力大于强度极限，产生破坏,连铸坯的缺陷有以下几种类型,:,(1),形状缺陷,(2),表面缺陷,(3),内部缺陷,【2】,铸坯缺陷,(1),形状缺陷,1,）脱方，又称菱变，即在铸坯横断面上两个对角线长度不相等；,2,）鼓肚，是指带液芯的铸坯在浇注过程中，由于钢水静压力作用，铸坯中心高温坯壳鼓胀成为凸面；,3,）尺寸偏差和弯曲度超标也属于形状缺陷的范畴。,(2),表面缺陷,1),面部纵裂,：铸坯面部处，方向与铸坯轴心方向一致，分布不规则。,2),面部横裂,：与振痕共生位于振痕波谷处，也在面部的凹坑中心处产生。,3),角部纵裂,：指距离角部棱边,30mm,以内及分布在角部棱边的纵向裂纹。,4),角部横裂,：位于角部，也有的贯穿两个面。,5),星状裂纹,：位于面部，主要是结晶器铜的剥落所致。,6),表面气孔,：露出表面的气孔。细小的又可称为针孔，粗大的称为气孔。,7),表面夹渣,：指在铸坯表面上随机分布的渣粒。,8),角部凹陷,：位于铸坯角部棱边附近，大部分纵向分布。,9),面部凹陷,：距离角部较远，有纵向和横向两种形式。,(3),内部缺陷,1),皮下裂纹,：一般在铸坯边部细等轴晶与柱状晶交界处并沿柱状晶向内扩展，并与表面垂直。其主要原因有：结晶器变形、局部摩擦力过大、对弧不准、结晶器及二冷区冷却不均、铸坯鼓肚等。,2),中间裂纹,：指沿铸坯柱状晶出现并沿柱状晶扩展的裂纹。对水平连铸的连铸坯中间裂纹垂直于坯表面，下半部偏多。其主要原因：铸坯由于冷却不均，出二冷区后表面温度回升产生热应力，在拉坯和矫直时铸坯承受的机械应力过大。此外，柱状晶过于发达也使得中间裂纹出现的几率增多。,3),角部裂纹,：在铸坯的角部，距表面有一定深度并与表面垂直，裂纹严重时沿对角线向内部扩展。主要原因是：铸坯在结晶器内、外冷却强度不当或冷却不均，造成连铸坯角部承受的应力超过钢的强度。,4),中心裂纹,：指在铸坯中心出现的裂纹。主要原因是凝固末期铸坯心部钢液凝固收缩产生的应力、铸坯鼓肚、二冷制度不当、矫直应力过大（或在钢的脆性区矫直）、浇注的钢水过热度偏高等，此外钢液气体含量高也易引起中心裂纹。,5),中心疏松和中心偏析,：,6),皮下气泡,：在铸坯表皮以下的沿柱状晶生长方向呈分散或成簇分布的细长或椭圆形气孔，它不与表面贯通。主要原因是钢水气体含量高、二次氧化严重、与钢水接触的辅助材料含水量过高等。,7),夹渣,：指在铸坯表皮以下的非金属夹渣。隐藏在铸坯表皮以下至,10mm,以内的夹渣又称皮下夹渣。主要原因为中包液位过低造成旋涡将渣吸入结晶器后未能上浮、浇注中由于设备或操作原因引起的卷渣。,生产无缺陷的连铸坯是连铸坯热送热装的前提条件。铸坯缺陷可能导致最终轧制产品出现缺陷。 这里主要讲述,:,(1),气孔与夹杂；,(2),缩孔与疏松；,(3),表面裂纹与内部裂纹；,(4),振痕与横裂纹。,第一节 气孔与夹杂,一、气孔的分类及特征,【,气孔,】,存在于液态金属中的气体，若凝固前气泡来不及排除，就会在金属内形成孔洞。这种因气体分子聚集而产生的孔洞称为气孔。,【,分类,】,金属中的气孔按气体来源不同可分为：析出性气孔和反应性气孔；按气体种类不同可分为氢气孔、氮气孔和一氧化碳气孔等。,气孔的分类及特征,1,析出性气孔,液态金属在冷却凝固过程中，因气体溶解度下降，,析出的气体,来不及逸出而产生的气孔称为析出性气孔。这类气孔主要是氢气孔和氮气孔。,析出性气孔的特征：,析出性气孔通常分布在铸件的整个断面或某一局部区域，尤其在冒口附近和热节等温度较高的区域分布比较密集。气孔形状有团球形、裂纹多角形、断续裂纹状或混合型。当金属含气量较少时，呈裂纹状；而含气量较多时，气孔较大，呈团球形。,气孔的分类及特征,3,反应性气孔,液态金属内部或液态金属与铸型之间发生冶金反应而产生的气孔，称为反应性气孔。,反应性气孔的特征：,金属,-,铸型间反应性气孔常分布在铸件表面皮下,1,3mm,处，通称为皮下气孔，其形状有球状和梨状，孔径约,1,3mm,。有些皮下气孔呈细长状，垂直于铸件表面，深度可达,10mm,左右。气孔内主要是,H,2,O,和,CO,等。液态金属内部合金元素之间或与非金属夹杂物发生化学反应产生的蜂窝状气孔，呈梨形或团球形均匀分布。,析出性气孔的形成机理,金属凝固时液相中气体溶质的再分配,式中，,C,L,是固,-,液界面前沿液相中,气体的浓度,；,C,0,是凝固前金属液中,气体的浓度,；,k,0,是气体溶质平衡分配系数；,D,是,气体在金属液中的扩散系数,；,R,是凝固速度；,x,是离液,-,固界面处的距离。,析出性气孔的形成机理,即使液态金属中气体的原始浓度,C,0,小于饱和浓度，由于金属凝固时存在溶质再分配，在某一时刻，固,-,液界面处液相中所富集的气体溶质浓度也会大于饱和浓度而析出气体。,析出性气孔的形成机理为：,结晶前沿，特别是枝晶间的气体溶质聚集区中，气体浓度将超过其饱和浓度，被枝晶封闭的液相内则具有更大的过饱和浓度和析出压力，而液固界面处气体的浓度最高，并且存在其他溶质的偏析，易产生非金属夹杂物，当枝晶间产生收缩时该处极易析出气泡，且气泡很难排除，从而保留下来形成气孔。,第二节 缩孔与缩松,1.,金属的收缩和铸件中缩松缩孔,1.1,收缩的基本概念,1.2,铸钢的收缩,1.3,铸铁的收缩,1.4,铸件中缩松及缩孔,2.,缩孔与缩松的形成机理,3.,影响缩孔与缩松的因素及防止措施,收缩的基本概念,铸件在液态、凝固态和固态冷却过程中发生的体积减小现象。,体收缩,线收缩,T,1,T,0,T,1,T,0,体收缩率,线收缩率,T,1,T,0,T,1,T,0,金属凝固时产生,收缩的三个阶段,：液态收缩,：凝固收缩,：固态收缩,珠光体：,奥氏体,(,奥氏体是碳溶解在,Fe,中的间隙,固溶体,),发生,共析转变,所形成的,铁素体,与,渗碳体,的共析体。得名自其,珍珠,般（,pearl-like,）的光泽。,其形态为铁素体薄层和渗碳体薄层交替重叠的层状复相物，也称片状珠光体。用符号,P,表示，含碳量为,c,=0.77%,。在珠光体中,铁素体,占,88%,渗碳体,占,12%,由于铁素体的数量大大多于渗碳体,所以,铁素体层,片要比渗碳体厚得多,.,在,球化退火,条件下,珠光体中的渗碳体也可呈粒状,这样的珠光体称为,粒状珠光体,。,铸钢的,收缩,也是由液态收缩、凝固收缩和固态收缩三部分组成。,：液态收缩 ：,碳含量,W(C),每增,1%,，,V,液,增加,20%,；,：凝固收缩 ：,包括状态改变和温度降低；,：固态收缩,：,(1),珠光体转变前收缩,(2 ),共析转变期膨胀,(3 ),珠光体转变后收缩,Before,After,V,珠前,和,珠前；,V,和,；,V,珠后,和,珠后,；,铸钢的,收缩,总的固态收缩率为,碳钢总收缩率,铸铁的,收缩,：液态收缩 ：,碳含量增加，,V,液,增加；,：凝固收缩 ：,包括状态改变和温度降低两种因素引起；,：固态收缩,：,(1),最初收缩阶段,初缩,；,(2),缩前膨胀,缩前,；,(3),珠光体转变前收缩,珠前,；,(4 ),共析转变膨胀,共膨,；,(5 ),珠光体后收缩,缩后,；,铸件中的缩松及缩孔,铸件在凝固过程中，由于合金的液态收缩和凝固收缩，往往在铸件最后凝固的部位出现孔洞。,容积大而集中的孔洞称为缩孔。,缩孔常出现于,纯金属、共晶成分合金和结晶温度范围较窄的铸造合金,中，且多集中在铸件的上部和最后凝固的部位。铸件厚壁处、两壁相交处及内浇口附近等凝固较晚或凝固缓慢的部位（,称为热节,），也常出现缩孔。缩孔尺寸较大，形状不规则，表面不光滑,。,铸件中的缩松及缩孔形成机理,铸件在凝固过程中，由于合金的液态收缩和凝固收缩，往往在铸件最后凝固的部位出现孔洞。,细小而分散的孔洞称为缩松。,缩松,多出现于,结晶温度范围较宽,的合金中，常分布在铸件壁的轴线区域、缩孔附近或铸件厚壁的中心部位。显微缩松则在各种合金铸件中,或多或少都会存在，一般出现在枝晶间和分枝,之间，与微观气孔难以区分，只有在显微镜下才能观察到。,凝固终了对合面部位的疏松,Al-10%Cu,合金凝固枝晶间的疏松,铸件中缩松及缩孔的危害,铸件中存在的任何形态的缩孔和缩松，都会减小铸件的受力面积，在缩孔和缩松的尖角处产生应力集中，使铸件的力学性能显著降低。此外，缩孔和缩松还会降低铸件的气密性和物理化学性能，必须采取有效措施予以防止。,而,合金凝固,(,结晶,),温度区间,的大小对铸件中产生缩松,或,缩孔有重要的影响，其原因是合金凝固,(,结晶,),温度区间的大小对,合金的凝固方式有重要影响,，凝固方式的不同导致缩孔或缩松的产生。,在连铸过程中，凝固收缩发生在两相区内。在铸坯中心开始凝固之前，两相区始终与液芯连接，两相区的凝固收缩和钢液本身的收缩可以得到液芯的补充。而液面通过控制拉速和中间包水口开启程度始终保持稳定。,因此，与钢锭不同，连铸坯,一般不会,出现大的集中缩孔。但是，在沿中心的纵向剖面和铸坯横断面上，可以看到，连铸坯的中心部位往往存在一些不连续的小缩孔，并且在缩孔周围分布着一些疏松。,（,1,）在连铸过程中，弯月面下始终存在着一个液芯，液芯内钢液温度高于液相线温度，这一液芯与四周正在凝固的两相区相连。由于连铸冷却强度大，两相区较窄，两相区内的凝固收缩绝大部分能够得到补缩（柱状晶根部除外）。在钢水静压力和注流的作用下，液体收缩和凝固收缩都能得到上面钢液的补充。,（,2,）随着铸坯凝固的进行，坯壳厚度逐渐增加，处于凝固前沿的两相区不断向铸坯中心推移。与此同时，液芯内的钢液温度也随着离开弯月面距离的增加而逐渐降低。当液芯内钢液的过热度消失后，铸坯中心完全处于两相区内。,（,3,）在钢的凝固过程中，晶粒以树枝晶方式生长。随着两相区内固相率的增加，来自各个方向的各枝晶逐渐连接在一起，阻碍了钢液的流动。与此同时，铸坯在一直向前运动，两相区中固相率增加的同时，两相区离开液芯的距离也在逐渐加大。铸坯中心两相区内的固相率达到某一值后（,0.40.6,），,枝晶发展成为密实的网络结构,，阻止了钢液在枝晶间的流动。即使上面钢液存在很大的静压力（弧形和立式等连铸机），钢液也无法穿透长距离的枝晶网络。整个未完全凝固的中心区域，在随后的凝固中产生的凝固收缩无法得到任何补充。在铸坯完全凝固后，许多无法补缩的小空洞在中心区域形成,疏松,。,（,4,）连铸的冷却方式形成铸坯内的定向传热，在某些情况下可能导致柱状晶过度发展，并且柱状晶不生长也不一致。当某处的柱状晶提前与其它方向的柱状晶相接形成搭桥，提前阻挡了液芯对桥下的补缩。在两个搭桥处之间，中心处的凝固形式与钢锭的凝固过程相似，在桥的下方形成了,缩孔,。因此，铸坯的这种中心结构也称为“小钢锭结构”）,钢种凝固收缩行为和两相区的宽度决定着铸坯的缩孔和疏松的程度。,两相区宽,，,铸坯中心过热度消失时，未凝固的区域面积大，致使总的凝固收缩量大，缩孔和疏松,严重；钢种的凝固收缩大，空洞产生几率大。,影响疏松和缩孔的具体工艺因素如下,：,（,1,）钢种：,C,由,0.05,增加到,0.80,时，中心缩孔和疏松愈加严重。钢的凝固区间（结,晶温度范围）由,20,扩大到,90,，在相同的冷却条件下，两相区宽度随着,C,的提高,而增加。同时凝固收缩率也由,2,提高到,5%,。因此，,高碳钢,铸坯的显微疏松和显微偏,析严重，冷态时冲击韧性差，需要大的压缩比；浇注高碳钢时，为了保证铸坯中心的,致密性，一般应采用较低的拉速和较高的冷却强度。对于高合金钢（如不锈钢、轴承,钢等），其影响相同。,（,2,）断面尺寸：,断面增加，降低铸坯中心冷却强度，温度梯度降低，因此铸坯中心两,相区的宽度增加，中心致密性降低。,（,3,）拉速：,在其它条件相同的情况下，提高拉速，补缩更加困难。冷却速度降低，使,中心两相区加宽，缩角度减小、补缩距离增加。,（,4,）冷却强度：,提高冷却强度，中心致密性增加，显微疏松降低。为此，开发了,TSR,（,thermal soft reduction,）工艺，利用末端强冷来增加方坯中心的致密性，改善中心,偏析。两相区宽度减小；补缩距离缩短。,（,5,）浇注温度：,提高浇注温度，铸坯中心致密性降低。等轴晶减少、柱状晶发达、搭,桥增加。,（,6,）电磁搅拌,EMS,：,等轴晶、减少搭桥。,（,7,）轻压下,MSR,（,mechanical soft reduction,）：人为地减少甚至消除了中心未凝固,区域。,第三节 铸坯裂纹,铸坯裂纹,表面裂纹,内部裂纹,表面纵裂,表面横裂,星形裂纹,铸坯内部裂纹示意图,1,角裂；,2,中间裂纹；,3,矫直裂纹；,4,皮下裂纹；,5,中心线裂纹；,6,星状裂纹,1.,连铸坯裂纹形成机理,(1),力学观点,）临界应力,:,以凝固过程中坯壳所承受的应力来判断裂纹的形成，如应力超过了固相线温度附近临界强度则产生裂纹。,）临界应变,:,当固液界面固相的变量超过了临界应变值时产生断裂。,临界应力和应变值决定于凝固结构，也就是,相与,相的比例，全,时韧性较高，,相凝固和,相凝固韧性和强度较低，对裂纹敏感性增加。,金属在凝固过程中要经历液,-,固状态和固,-,液状态两个阶段,在温度较高的,液,-,固阶段,，晶体数量较少，相邻晶体间不发生接触，,液态金属可在晶体间自由流动,，此时,金属的变形主要由液体承担,，已凝固的晶体只作少量的相互位移，其形状基本不变。随着温度的降低，晶体不断增多且不断长大。,进入,固,-,液阶段,后，多数液态金属已凝固成晶体，此时塑性变形的,基本特点是晶体间的相互移动,，晶体本身也会发生一些变形。,当晶体交替长合构成枝晶骨架时，残留的少量液体尤其是低熔共晶，便以,薄膜形式存在于晶体之间,，且难以自由流动。,由于液态薄膜抗变形阻力小，,形变将集中于液膜所在的晶间，使之成为薄弱环节,。此时若存在足够大的拉伸应力，则在晶体发生塑性变形之前，液膜所在晶界就会优先开裂，最终形成凝固裂纹。,脆性转变区：,上限为枝晶开始交织长合的温度,T,H;,下限为液膜完全消失的实际固相线,T,S,脆性温度区：固液阶段是发生凝固裂纹的敏感阶段，该阶段所对应的温度区间称为,脆性温度区,。此区内金属的塑性极低，,很容易产生裂纹,。但裂纹是否能够产生，还要看脆性温度区内应变的发展情况,当, / ,T,较低，,随温度按曲线,1,变化时，,min,，不会产生裂纹,;,当, / T,为曲线,2,时,min,，处于临界状态；,当, / ,T,为曲线,3,时，,min,，即拉伸应力产生的应变量超过了金属在,TB,内的最低塑性，此时必定产生热裂纹,.,在,TB,和,min,一定时，刚刚产生热裂纹的应变增长率称为临界应变增长率，以,CST,表示,.CST,主要与材料的性质有关，反映材料对热裂纹的敏感性。,CST,越大，材料对热裂纹敏感性小。,CST6.510-4.,若实际的应变增长率,CST,，则可防止热裂纹。,金属在高温下是否产生热裂纹，主要决定于：,（,1,）脆性温度区,TB,的大小,TB,越大，收缩应力的作用时间就越长，产 生的应变量越大，故形成热裂纹的 倾向越大。,（,2,）,TB,内金属的塑性,TB,一定时，,TB,内金属的塑性,min,越低，产 生热裂纹的倾向越大。,（,3,）,TB,内的应变增长率, / ,T, / ,T,越大，越容易产生裂纹。,上述三个方面既相互联系和相互影响，又相对独立。脆性温度区的大小和金属在脆性温度区的塑性主要决定于化学成分、凝固条件、偏析程度、晶粒大小和方向等冶金因素；而应变增长率主要决定于金属的热胀系数、焊件刚度、铸件收缩阻力及温度分布等力学因素。,(2),冶金学观点,）晶界脆化理论,:,在凝固前沿大约液相分率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性和强度，当受到外力作用时裂纹就沿晶界发生，致使凝固前沿产生裂纹。,）柱状晶区的切口效应,:,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。,）硫化物脆性,:,硫化物沿晶界分布形成所谓,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。,）质点沉淀理论,：铸坯在冷却过程中、（）等质点在体晶界面沉淀，增加晶界脆性与裂纹的敏感性，这是铸坯矫直产生裂纹的主要原因。,2.,铸坯表面纵裂纹,2. 1,板坯表面纵裂纹特征,表面纵裂纹可能在板坯宽面中心区域或,宽面到棱边的任一位置产生。综合分析表明,纵裂纹有以下特征,:,(1),产生纵裂纹的表面常伴有凹陷,纵裂纹的,严重性与表面凹陷相对应。凹陷,-depression .,(2),裂纹沿树枝晶干方向扩展。,(3),裂纹内发现有硅、钙、铝等元素的夹杂物。,(4),在裂纹周围发现有,P, S,M n,的偏析。,(5),裂纹边缘出现一定的脱碳层,说明裂纹是在高温下,形成扩展的。,举例,:,表面纵裂纹特征,以,250mm 1200mm (C= 0.08%),板坯为例,:,2. 2,表面纵裂纹产生的原因,板坯表面纵裂纹在连铸机内产生原因如下,:,(1),板坯横断面低倍检验表明,纵裂纹起源于激冷层薄弱处,(,约,2,3mm ),。,(2),结晶器的模拟试验表明,纵裂纹起源于结晶器弯月面区,(,几十毫米到,150mm ),周边坯壳厚度薄弱处。这说明纵裂纹起源于结晶器的弯月面区初生凝固壳厚度的不均匀性。,坯壳受下列所述力的作用,:,(1),板坯凝固壳四周温度不均匀而产生的收缩力,;,(2),板坯收缩时由钢水静压力产生的鼓胀力,;,(3),宽度收缩时受侧面约束产生的弯曲应力。,这些力综合作用在坯壳上,当张应力超过钢的高温允许强度时,就在坯壳薄弱处萌生裂纹,出结晶器后在二冷区继续扩展。,结晶器弯月面区坯壳厚度生长不均匀主要原因是,:,(1),包晶相变,(L +,),收缩特征,气隙过早形成,导致坯壳生长不均匀。,(2),工艺因素影响坯壳生长不均匀。,显然,要防止纵裂纹产生,就必须保证结晶器弯,月面初生坯壳厚度均匀,避免坯壳产生应力梯度。由,于包晶相变的收缩特征无法改变,因此必须准确控制,影响结晶的初生坯壳生长的工艺因素,才能防止纵裂,纹产生。,2. 3,影响表面纵裂纹产生的因素,(1),钢水成分,(2),拉速,(3),保护渣液渣层厚度,(4),结晶器液面波动,(5),结晶器热流和冷却,(6),结晶器的锥度,(7),结晶器振动,(8),结晶器钢液流动,(9),结晶器变形,(10),出结晶器下口的冷却,对于薄板坯连铸，结晶器铜板用导热系数高的银铜而非铬锆铜等合金制作。,结晶器冷却强度较大,CSP,结晶器热流密度一般为,2.0,3.0MW/m,2,。,对于热流密度与铸坯纵裂的关系,日本住友金属公司,90,年代在炼钢厂采用,50,100t,钢包的钢水,在冶金长度,1218m,中等厚度,90,120mm,的试验板坯连铸机上进行板坯高拉速试验。所试验的板坯宽度为,1000mm,经过大量实验发现,为了防止板坯产生表面纵裂纹,需控制结晶器铜板的热流密度在临界热流密度以下,他们研究结论是：,低碳钢（含碳,0.04%,0.06%,）：,3.0MW/m,2,；,中碳钢（含碳,0.14%,0.17%,）：,2.0MW/m,2,。,目前,CSP,连铸机通常的漏斗型结晶器宽面热流密度为,2.40,2.90 MW/m2,。,处理生产含碳小于,0.06%,低碳钢,根据,CSP,生产厂家的实践经验,一般不会产生铸坯纵裂纹。但如果生产,0.07%,0.20%,碳含量的钢种,则难以保证结晶器铜板宽面热流密度小于,2.0MW/m2,。,包钢,CSP,在生产碳含量在,0.18%,0.20%,的,Q235B,等中碳钢时,热流密度均高于,2.2MW/m2,。难以控制到上述的临界热流密度的水平之内。,CSP,铜板每通钢量达到,1,1.2,万,t,左右将铣去表面工作层,1,1.2mm,厚。用到后期,铜板的厚度约为,10,15mm,厚。此时的热流密度,在同样的水流条件下将高很多。,包钢,CSP,工厂研究铜板的厚度与铸坯纵裂二者之间的关系,他们认为,结晶器铜板厚度的控制与裂纹控制可能有一定的关系 ：,铜板厚度为,15mm,左右时,表面纵裂发生几率远远大于铜板厚度在,20mm,以上时的几率。,说明铜板越厚,其与铸坯之间的传热越缓,热流密度相对较低,出现纵裂的几率较小,反之,铜板越薄,它与铸坯之间的热越激烈,热流密度较高,出现纵裂的几率比较大。,故在铜板使用后期,连铸的工艺参数应在经验的基础上微调。,如何通过保护渣作用减少铸坯表面纵裂？,通过保护渣作用减少铸坯表面纵裂就是要减少通过保护渣的传热量，目前采用的一般方法和途径有：,(1),提高保护渣转折温度,Tbr,，由此增大固渣层厚度；,(2),采用高碱度（,CaO/SiO2,）和高,F,含量以提高一次析晶温度和析晶晶粒度，提高晶体渣膜表面粗糙度；,(3),适当降低一次析晶温度，而通过较低温度下的二次或多次析晶增大固态渣膜的收缩量，增加固渣膜内部的空洞。 上述三种方法都有助于减少通过保护渣渣膜的传导传热及红外辐射传热，但增加结晶比例和固渣层厚度有增加铸坯及结晶器间摩擦阻力的危险。,1.,结晶器振动概述,(1),结晶器的作用,保证沿结晶器周边坯壳均匀生长，形成规定的铸坯形状；,在尽可能高的拉速下，形成足够的坯壳厚度，保证出结晶器不漏钢；,促进结晶器内钢水渣相坯壳铜板之间的相互均衡发展，保证有良好的铸坯表面质量；,前两点是决定了连铸机生产率，而后者决定了铸坯表面质量。,(2),结晶器振动作用,防止凝固壳与铜板粘结而拉裂漏钢；,有利于钢液面液渣渗漏到坯壳与铜板间形成液渣膜起润滑作用，改善铸坯表面质量；,(3),结晶器振动模式,结晶器振动模式是指振动速度随时间变化规律，可分为三种：,矩形速度规律 如图,1,中,1,所示其特点：,结晶器下降时与拉速同步运动，以三倍速度上升，有利脱模。,结晶器上升和下降转折点速度有很大突变，振动机构产生强烈冲击。,图,1,矩形及梯形速度规律曲线,1-,矩形速度规律,2-,梯形速度规律,梯形速度规律,如图,1,中,2,所示其特点：,有负滑脱运动，坯壳中产生压应力，有利于断裂处焊合和脱模。,结晶器上升和下降转折点速度变化较缓和，提高振动机构较平稳。,图,1,矩形及梯形速度规律曲线,1-,矩形速度规律,2-,梯形速度规律,正弦速度规律,如图,2,所示，正弦速度规律特点：,结晶器与坯壳间有负滑脱运动，有利于坯壳愈合和脱模。,加速度曲线变化缓和，结晶器振动平稳。,加速度较小，可以采用高频振动，有利于消除粘结和脱模。,正弦振动是用偏心机构实现，比用凸轮机构优越，加工制造容易，润滑方便，运动精度高。,图,2,正弦及非正弦速度曲线, 非正弦速度规律,如图,2,所示其特点：,负滑脱时间短，有利于减轻铸坯表面振痕深度。,正脱模时间较长，可增加保护渣消耗，有利于结晶器润滑，减小结晶器施加在坯壳上的摩擦力，防止拉裂。,负滑脱作用强，脱模和坯壳拉裂愈合好，有利于提高拉速。,图,2,正弦及非正弦速度曲线,振动频率,f,0400/min,振幅或振动行程,h=,vc/,f,（,3,5mm,）,振动波形（正弦、非正弦）,负滑脱时间,t,N,。,正脱模时间,T,P,波形偏斜率 ,40%,vc,拉速,m/min,（,4,）描述结晶器振动的基本参数,2.,铸坯表面振痕的形成,初生坯壳断裂愈合。,二次弯月面接触焊合。,初生坯壳弯曲折叠。,弯月面初生坯壳破裂溢流冷凝。,铸坯表面振痕形成机理：,结晶器向上运动速度大于拉速处于正滑脱期间，坯壳与结晶器间速度差最大，把气隙中的液渣挤出到弯月面渣层中，渣圈突出渣层（由,1,状态,2,状态）。,结晶器向下运动速度大于铸坯拉速处于负滑脱期间，液渣被泵入到坯壳与结晶器壁缝隙中起润滑作用，渣圈压力迫使弯月面坯壳向内弯曲形成振痕（由,3,状态,4,状态）。,渣圈挤压力消失钢水静压力又把弯月面初生坯壳边缘推向渣圈（,5,状态）。这种相互运动一直持续到振动周期的结束，从而形成铸坯表面的振痕,。,图,3,铸坯振痕形成示意图,振痕形成过程：,由此可知,:,在负滑脱期间，弯月面初生坯壳受结晶器压力和渣圈的挤压向钢液侧弯曲；,在正滑脱期间，初生坯壳受钢水静压力作用又贴向铜壁，钢水溢流到凝固壳前端凝而形成振痕。,增加正滑脱时间，减少负滑脱时间，可使弯月面初生坯壳被均匀贴向铜壁，振痕变浅。,3.,铸坯表面振痕形貌特征,3.1,板坯表面横裂纹宏观形貌,横裂纹位于铸坯宽面和窄面,的任一位置，横裂纹特征：,位于板坯表面，被氧化铁膜覆盖，酸洗后才能显露。,横裂纹与振痕共生，且常位于振痕波谷处。,裂纹深浅不一，有长有短，裂纹深度大于,2mm,，可能遗传到中厚板成为表面缺陷的来源。,(a),（,b,）,图,4.,板坯表面横裂纹形貌,（,c,）,3.2,板坯横裂纹的微观形貌,(1),原始板坯横裂纹处取试样，经表面处理后直接在扫描电镜下观察。,(a),原始形貌,(b),横裂纹放大,（,c,）,裂纹局部放大,图,5,表面横裂纹微观形貌,（,d,）,晶界白色线各点的探伤分析,通过观察和探针分析知：,横裂纹实质上是沿晶界分布的，裂纹处晶粒粗大；,晶界周围有白色线条包围，裂纹是沿晶界产生和扩展的；,晶界含有,V,、,Cu,、,As,、,Ni,、,Cr,、,Si,、,Ca,、,Mn,等元素，还发现有,Na,、,K,元素；,晶界含有,Cu,、,As,偏聚元素和,VN,、,AlN,等第二相质点析出物导致晶界脆化而产生裂纹；,裂纹里含,Na,、,K,保护渣元素，说明结晶器弯月面有保护渣挤入振痕所致；,裂纹位于振痕的波谷区。,（,2,）次表面裂纹分析,实测板坯表面振痕间距平均为,5.5mm,，振痕深度,0.5,0.8mm,，在窄面靠近内弧的振痕谷底部有可见裂纹。把内弧宽面刨掉,3mm,，发现窄面深振痕处横裂延伸到宽面，长度为,10,27mm,，在窄面振痕横裂纹处刨掉,3mm,后在宽面也发现了横裂纹长度为,2,8mm,。也就是说宽面与窄面横裂纹相对应，但宽面上横裂纹延伸比窄面更长些（图,6,）。,(a),板坯窄面,(b),板坯宽面,图,6,板坯表面横裂纹形貌（刨掉,3,）,对皮下,3mm,裂纹开口处探针分析表明：,裂纹里有球状夹杂物（,FeO,、,SiO2,、,Al2O3,、,FeS,），尺寸为,10m,20m,；,裂纹里含有较高的,Al,、,V,、,Ti,元素，可能是晶界析出物。,对,CSP,生产,Q235,薄板坯边部横裂纹分析也得到与厚板坯相同的结果。,4.,铸坯表面振痕对产品质量影响,铸坯表面不规则的振痕，经刨掉,3mm,后表面呈现网状裂纹表面深振痕在皮下隐藏网状裂纹。,(a),(b),图,7,钢中,AlN,积与裂纹指数关系,铸坯表面与振痕共生的可见横裂纹或隐藏在皮下,3,13mm,的网状裂纹，在轧制过程中，会遗传到中厚板表面形成以下缺陷。,表面起层或结疤缺陷 图,8,（,a,）。,呈走向不规则呈弥散分布的线状缺陷图,8,（,b,）。,热轧板卷烂边缺陷 图,8,（,c,）。,热轧板卷边部簇状裂纹缺陷图,8,（,d,）,图,8,热轧板表面缺陷实物图,(a),(b),(c),（,d,）,5.,铸坯横裂纹形成机理,结晶器振动的目的是防止初生坯壳与结晶器粘结而漏钢，但不可避免的会在初生坯壳表面上留下振动痕迹。而铸坯横裂纹产生于振动痕迹的波谷处，振痕越深，横裂纹越严重。,振痕波谷处产生横裂纹原因是 ：,图,9,结晶器坯壳生长示意图,亚晶包钢收缩强，坯壳与铜板形成气隙（图,9 b,），振痕波谷处传热减慢，坯壳温度高，奥氏体晶粒粗大降低了钢的高温塑性（图,9 c,）。尤其是亚包晶钢比低碳钢和高碳钢表现更为明显（,9 a,）。, 在,相变过程中，第二相质点（,AlN,、,Nb,（,CN,）、,VN,等）在奥氏体晶界析出， 增加了晶界脆性（图,10,）；, 沿振痕波谷处，,S,、,P,呈正偏析，降低了钢的高温强度；, 铸坯在运行过程中受到弯曲（内弧受压，外弧受张力）和矫直（内弧受张力，外弧受压力）以及鼓肚作用，铸坯刚好处于低温脆性区（,900,），又加上相当于应力集中 “缺口效应”的振痕，受到拉伸应力作用的应变量如果超过,1.3%,，在振痕波谷处就产生横裂纹。裂纹沿奥氏体晶界扩展直到具有良好塑性的温度为止。,由于拉坯阻力过大或者由于结晶器锥度过大而致使铸坯拉裂，也是形成横裂纹的原因之一。,6.,影响铸坯横裂纹形成因素,（,1,）钢成分,C,：,C=0.10,0.15%,亚包晶钢，坯壳厚度不均匀性强，振痕深，易产生横裂纹。,S,和,Mn,/S,比：,S,低（,S40,，高温塑性强，减少裂纹敏感性。,钢中残余元素：,Cu0.10%,，,As+Sn+Cr+Ni,0.12%,。,横裂纹与振痕共生的。振痕深度增加，横裂纹发生率增加。如图,11,（,a,），面振痕深度决定振动参数：振动频率,f,增加，振痕深度减小（图,11b,）,（,a,）,(b),（,2,）结晶器的振动,负滑脱时间,tN,增加，振痕深度增加（图,11c,）,负滑脱时间,tN,增加，热轧板卷边裂增加（图,11d,）,(c),(d),（,2,）结晶器的振动,结晶器采用高频率（,400/min,），小振幅（,3,5mm,）振动机构是减轻振痕和横裂纹的有效措施。,由表可知在相同板坯断面和拉速条件下，结晶器采用高频率（,120,次,/min,）、小振幅（,3mm,），比采用低频率,(71,次,/min),大振幅（,5mm,），浇微合金钢其振动深度由,0.58mm,，降到,0.425mm,，减少了,27%,，有利于减少板坯边部横裂纹。,（,3,）合适二冷强度,对于,C-,Mn,-Al,钢：如图,12,，温度,900,，钢高温塑性,RA,突然下降，这是因为：,相变，在奥氏体周围铁素体析出。,在晶界有,AlN,质点析出。,使钢高温塑性（,RA,值）降低，裂纹敏感性增强。,生产实践也证明，铸坯表面温度落入第,III,脆性区（,900,）进行弯曲矫直，会导致横裂纹增加（图,13,）。,C-,Mn-Al-Nb,钢高温塑性如图,14,。由图知，随,Nb,含量增加，,RA,值降低，塑性转变温度升高，裂纹敏感性增强。,Nb,=0,，塑性转变温度为,900,，,Nb,=0.005%,，则为,1000,以上。,C-,Mn-Al-Ti.V.Nb,钢高温塑性如图,15,。由图可知各钢号的第,III,脆性区的温,度范围（表,1,）。,生产实践表明，浇含,Nb,、,V,钢（,2501800mm,，拉速,0.9m/min,），在矫直区板坯温度低于,900,，边部横裂纹严重，采用较弱二冷强度，把板坯边部温度提高到,960,，边裂大为减轻。,改进前后角部温度变化,由于含,Nb,、,V,、,Ti,钢铸坯在二冷区冷却过程中在奥氏体晶界第二相质点析出（图,16,），降低了钢的高温塑性，在弯曲矫直力作用下，在振痕波谷的应力集中而产生横裂纹,。,三个钢种不同温度析出物类型和尺寸如表,2,因此，为防止铸坯横向裂纹产生，从连铸二冷角度来讲，就是要控制好铸坯温度分布均匀性，在弯曲和矫直时铸坯温度不应落入第,脆性区。,为此连结二冷配水原则是：,采用中等冷却强度使铸坯表面温度保持在塑性转变温度以上进行弯曲、矫直；,二冷区铸坯纵向和横向冷却水分布均匀，防止铸坯温度降到,Ar,3,以下发生,反复相变，阻止第二相质点,AlN,，,Nb,（,CN,）的析出。,防止铸坯边部过冷。,（,4,）其他方面,结晶器锥度、结晶器液面波动过大、保护渣润滑、铸机辊道的对中等都对铸坯横裂纹产生影响,。,7.,减少横裂纹措施,铸坯横裂纹控制技术措施：,（,1,）控制钢成分,目前对于管线，船板等高级别钢的碳含量在,0.08%,0.12%,，结晶器凝固时发生亚包晶反应，使铸坯对裂纹非常敏感。在保证钢材力学性能前提下，碳的控制可避开裂纹敏感区。应控制,S40,。控制钢中残余元素,Cu+As+Sn,0.10%,。,（,2,）控制钢中,Al,、,N,含量,为了避免钢中,AlN,形成引起铸坯矫直时横裂纹和轧制时的热脆性，应控制钢中,Als,和,N,含量。为减少钢中,N,含量，应控制：出钢,N15ppm,；,LF,精炼吸氮,5ppm,；浇注过程钢包到中包吸氮,3ppm,，中包到结晶器吸氮, 1. 3% ,在振痕波谷处就会产生裂纹。,3. 3,影响横裂纹产生的因素,4,铸坯表面星形裂纹,5,结论,(1),连铸坯表面裂纹的产生主要取决于,:,钢成分对裂纹敏感性、浇铸工艺条件及连铸机设备状况。,(2),带液芯的连铸坯在连铸机内运行过程中受到外力作用是坯壳产生裂纹的外因,钢的高温力学行为是产生裂纹的内因,而设备和工艺因素是产生裂纹的条件。,(3),根据所浇钢种,对连铸机设备的调整应符合钢水凝固收缩规律,以坯壳不发生变形为原则。优化工艺参数,使其处于能够保证连铸坯不产生裂纹或不足以造成废品的允许范围内,得到合理的铸坯凝固结构。,