无缺陷含Nb连铸坯的生产综述

无缺陷含Nb连铸坯的生产摘自《如何用铌改善钢的性能——含铌钢生产技术》在利用钢坯轧制板材时，连铸坯中有害的缺陷有表面裂纹、中心偏析和宏观夹杂，除此之外，连铸坯还易于产生某些连铸工艺本身特有的缺陷，如振痕以及连铸结晶器保护渣引发的缺陷，以及由鼓肚和弯曲应变引发的内部裂纹等。

这些缺陷在轧制产品上引发了诸如条形或线形表面缺陷，对材料的拉伸性能、塑性、韧性、疲劳强度有不利的影响；也会降低钢产品用户制作过程中的成形性和焊接性。

为了防止这些缺陷产生，连铸技术不仅从操作条件的角度得到了改善，而且连铸机本身也改进了很多。

然而，为了生产无缺陷含Nb连铸坯，还要研究［Nb］对上述缺陷的影响。

1.1 连铸坯表面裂纹连铸坯裂纹是按照形状（包括星形裂纹、纵向裂纹和横向裂纹）和产生的位置（面裂、角裂、边裂和内部裂纹）分类的，以便针对相关的凝固现象提出对策。

一般讲，当作用到凝固壳上的应变大于通过模拟试验得到的临界应变时，就会产生裂纹。

表1-9给出了裂纹形成的条件，包括与应变有关的工艺因素。

通过适当的连铸机的设计，可以将鼓肚和弯曲应变减至最小。

也就是说，通过采用气雾冷却使热应变、相变应变和凝固应变减至最小，从而使连铸坯表面温度均匀且维持高温。

所以，为防止裂纹的形成，重要的是从冶金学角度通过控制化学成分来提高临界应变。

凝固坯壳的热塑性（脆性）示意性显示如图1-25［21］所示。

凝固坯壳的塑性在接近1100℃温度区（第2区）、900℃以下50℃温度区（第3区）、接近为零塑性的温度区（第1区）都很差。

从冶金学的角度来看，在这些区域中对脆性的影响是由于［Nb］造成的。

表1-9 与连铸坯上裂纹有关的操作因素1.1.1 零塑性温度区脆性（第1区）：纵向裂纹，内部裂纹基于试验结果，零塑性温度等于计算的凝固温度-100℃（熔点-100℃）或更少些。

可以通过减少［S］、［P］和其他偏析元素的含量降低第1区脆性，这样就减小了糊状区的长度（降低液线温度和实际凝固温度之差）。

然而，由于钢液凝固时不可避免存在糊状区，对结晶器施加均匀、轻微的冷却，减小热应变是更有效的防止纵向裂纹的方法。

而且均匀轻微的冷却还有其他优点，如：凝固过程均匀一致，凝固坯壳均匀应变，凝固坯壳在结晶器里不发生局部变形，这样就可阻止纵向裂纹的萌发。

钢液中的［Nb ］并不影响凝固温度或糊状区的长度。

因此，钢液中的［Nb ］对零塑性温度脆性没有影响，对纵向裂纹或内部裂纹的产生不起作用。

1.1.2 1100℃温度区脆性(第2区)：横向裂纹，边部裂纹，星形裂纹1100℃温度区脆性是由枝晶间显微偏析引发的。

固态钢中低溶解度的元素如［S ］、［P ］、［B ］、［Cu ］、［Sn ］、［Pb ］和［Zn ］在枝晶间隔中形成严重的显微偏析。

热塑性随着这些元素含量的增加而降低。

可以通过降低这些元素的含量阻止与第2区脆性有关裂纹的形成。

图1-26［22］给出了一个典型示例，表明了［S ］和［P ］含量对热塑性的影响。

为了防止第2区脆性，［P ］或［S ］含量应当按照［C ］含量（或是钢凝固类型）的要求在钢包中加以控制。

在w ［C ］＞0.2%时（钢液凝固成奥氏体时的C 含量），［P ］含量应当小于等于0.02%，在w ［C ］＞0.6%时，［P ］含量应当是小于等于0.01%。

在w ［C ］＜0.1%时（凝固成铁素体），［S ］含量应当小于70×10-4%或更少些。

［S ］含量对热塑性的负面作用随w ［Mn ］/w ［S ］的增加而减少。

第2区的热塑性随着应变率的增加而降低，见图1-27［22］1。

一种有效的避免过度应变的方法是使用多重平整铸机，它可通过增加平整点（或弯曲点）的区域和次数将应变速率降低到0.01/s 以下。

在第2区，钢液中的Nb 对枝晶间显微偏析影响不大且对脆性没有直接的影响。

然而，假定大颗粒Nb 碳氮化物在显微偏析区析出的话，也会降低第2区的热塑性。

Nb 碳氮化物的大小和数量与析出温度和显微偏析区的凝固温度之差有关。

其数量取决于显微偏析区w ［Nb ］×(w ［C ］+w ［N ］)的产物，其大小取决于显微偏析区的［S ］和［P ］含量。

为了防止含Nb 钢第2区脆性引发的裂纹，应当根据［C ］或［Nb ］的含量将［S ］和［P ］含量控制到低水平。

在高碳钢中，Nb 碳氮化物可能在枝晶间析出（如前面1.2.2节中谈到的）所以要将［S ］和［P ］含量减至最小。

在电炉钢中，含有90×10-4%的［N ］，不仅应当小心控制［S ］和［P ］含量，还要尽可能保持低的［Nb ］含量。

1.1.3 750℃温度区脆性（第3区）：边部裂纹，短横裂纹 在先共析钢中（w ［C ］＜0.7%）尤其是在低合金钢中已观察到第3区脆性。

图1-28［21］表明了应变速率对Al 镇静和低合金钢第3区脆性的影响。

较低应变速率导致的第3区脆性与第1和第2区脆性是不同的，第1和第2区脆性是随着应变速率的提高而加大（如图1-27所示）。

1在连铸工艺中第2区脆性（称之为“热脆”）问题热轧时比连铸矫直时更为严重，因为热轧时的应变速率达到10/s 数量级，比连铸矫直时高得多。

值得指出的是，连铸前就应当控制与第2区脆性有关的元素以便防止热轧时产生热裂纹。

A 接近750℃温度区（第3区）脆性机制考虑到应变速率对脆性的影响，第3区脆性机制通常有如下解释：(1)在第3区中由于凝固组织晶粒度较大，在奥氏体晶界上有薄片状铁素体析出；(2)由于析出铁素体的强度很高，晶界在较低的应变速率下不发生变形；(3)应变集中在晶界或析出物的三叉交点并且形成显微空洞；(4)这些显微空洞在平整（弯曲）时长大并最终形成裂纹；(5)在Al 镇静钢中，Al 氮化物在晶界上析出，强化了析出的铁素体，也增加了显微空洞生成点。

因此在Al 镇静钢中脆性更为严重。

图1-29［21］表明了裂纹形成机制。

B 防止第3区形成裂纹的措施考虑到第3区形成裂纹的机制，下面是一些有效的应对措施：(1)通过减少平整点和次数来提高应变速率。

但是，提高了应变速率，第1区(内部裂纹)和第2区（横向裂纹）的脆性就会变得更严重。

因此［S ］或［P ］含量两者都应保持较低的水平，例如，w ［S ］＜0.01%，w ［P ］＜0.02%。

(2)连铸坯在较高温度（高于第3区温度）变形，见图1-30［22，23］。

很明显，在矫直之前应当开启通常的强化喷淋，降低表面温度以避免第2区脆性。

之后，维持其表面温度在较高水平，在矫直前应减小喷淋强度。

C Nb 对第3区脆性的影响在这个温度范围Nb 碳氮化物析出并且如Al 氮化物一样对第3区脆性有影响。

图1-28b ［21］表明了应变速率对含Nb （0.05%）钢第3区脆性的影响。

含Nb 钢的第3区脆性温度范围有所增加，扩展到了800～900℃［24］。

这是由Nb 碳氮化物在奥氏体晶界析出引起的。

当温度降至低于1000℃时，Nb 碳氮化物静态析出占优。

除了前面提到的措施之外（应变速率控制，表面温度控制），下面方法能防止在此温度范围内Nb 碳氮化物析出，可能改善含Nb 钢热塑性。

(1)降低［N ］含量或者加入少量的Ti 作为N 净化剂［24］（形成TiN ）以便减少在第3区析出的Nb 碳氮化物的数量。

(2)降低冷却速率或者在大约1100℃等温［25］。

在这种情况下，由于Nb 碳氮化物的粗化而极大减少了在第3区析出的Nb 碳氮化物的数量。

然而，Nb碳氮化物的粗化因其费时太多，对常规的连铸工艺来说不切实际［25，26］。

(3)在1050℃左右施加预变形，加速Nb 碳氮化物析出（Nb 碳氮化物粗化）［25，26］。

有报道说对于应变速率大于0.01/s 的情况，预应变大于5%是最佳的连铸工艺。

无论如何，上述方法只能稍微降低第3区的脆性。

将弯曲温度控制在第3区之上（如图1-30［22～24］所示），才是更有效的办法。

在钢的生产过程中由于热轧具有高应变速率的特点，几乎达到10/s ，显著地改善了第3区的热塑性，即便是含Nb 钢也是如此，由于第3区脆性而导致的热轧期间的热裂纹也得到改善。

1.1.4 热轧时由于大颗粒Nb 碳氮化物引发的热裂纹当含Nb 连铸坯在650～900℃入炉温度下热装时，热轧时会发生热裂纹。

这是由于在连铸和入炉加热过程的间隙中，粗大Nb 碳氮化物颗粒在从凝固遗传下来的奥氏体晶界上析出［27］。

热轧时如此大的奥氏体晶界上Nb 碳氮化物引起应变集中，使协变性能很差的晶界在变形过程中与基体分离产生空洞等缺陷。

为了避免含Nb 钢热装时产生热裂纹，应选择上述温度范围之外的热装温度。

即便在上述温度范围将连铸坯装进加热炉，应通过提高加热温度到Nb 碳氮化物的溶解温度之上（大于1200℃），这样也能在含Nb 钢中避免产生热裂纹，见图1-31［27］。

1.2 夹杂缺陷钢液中各种脱氧剂（或合金元素）的相对脱氧能力如下所示：Al ＞Ti ＞Si-Mn ＞Si ＞Nb ＞Mn 。

当生产含Nb 钢时，用Al （或Si-Mn ，或Ti ）脱氧后，再将Nb 加入到钢包的钢液中。

因而，在含Nb 钢液中含有大颗粒悬浮的Al 2O 3氧化物夹杂（或硅酸盐夹杂物）。

如果钢液中悬浮的夹杂物保留在连铸坯中，将会在成品中产生表面缺陷，如条型或线型缺陷和内部缺陷（如钢产品中的UT 缺陷）。

钢液中的［Nb ］并不直接引起夹杂缺陷，因为Nb 氧化物（或Nb 夹杂）并不悬浮于钢液中。

而且，它们仅在凝固期间析出而且其尺寸小于几个微米。

这意味着用Nb 脱氧是解决Al 2O 3夹杂问题的一种可能的冶金方法。

1.2.1 生产Al 镇静含Nb 钢时结晶器中的夹杂钢液浇注中悬浮的氧化物以及［Al］与钢液弯月面处吸附的连铸结晶器保护渣反应形成的二次氧化物都是连铸坯中氧化物夹杂的来源。

前者的类型是早期脱氧产物（Al2O3夹杂）以及［Al］与空气（Al2O3夹杂）或是与渣中或耐火材料中的（FeO）和（SiO2）（Al2O3-CaO-MgO 夹杂）反应形成的二次氧化产物。

后者是Al2O3-CaO-MgO夹杂，它与将在下面1.3.3节中讨论的渣中形成的二次氧化产物是一样的。

理想的结果是悬浮在浇注钢液中的Al2O3夹杂漂浮在结晶器上面（或在未凝固的钢液上面）并被去除掉。

但是在上浮期间有些会陷在凝固坯壳中并以大颗粒夹杂的形式（夹杂缺陷）保留在连铸坯中。

图1-32［28］表明了连铸坯中氧化物夹杂的分布。

其夹杂指数（数量和尺寸）表明在坯子上部尤其是上表面夹杂指数最大［28，29］。

图1-33表明了根据模拟试验结果计算出的在凝固坯壳中夹杂的捕获率。

尽管它并不很高，也就是4%或更少些，但即使大颗粒夹杂（大于100μm）也在凝固的早期阶段（接近连铸坯表面）被捕获，尤其是在由弯曲铸机生产的板坯的上表面（自由边）。