包晶钢连铸坯角横裂的产生机理与控制技术综述

2021 年 4 月炼钢Apr.2021
第 37 卷第 2 期 Steelmaking Vol.37 No.2 •37 •包晶钢连铸坯角横裂的产生机理与控制技术综述
蔡文菁1，杨健1，邓丽琴2，左康林2，吴旭峰2
(1.上海大学材料科学与工程学院省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室，上海200444;
2.上海梅山钢铁股份有限公司，江苏南京210U39)
摘要：角横裂是包晶钢连铸工艺中最为突出的质量问题，针对包晶钢角横裂的产生机理与控制技术
进行了文献综述。

it，(C)=0.()8%〜().18%的包晶和亚包晶钢由于在钢液凝固过程中存在§相到7相
的转变，产生较大的线收缩，同时生成7相的温度较高，原奥氏体晶粒容易长大，因此对裂纹非常敏感。

对于含Nb、Al、V的包晶和亚包晶钢，在原奥氏体晶界的先共析铁素体薄膜中，容易析出Nb、Al、V的碳
氮化物等第二相粒子，进一步降低了钢的高温塑性，从而容易产生角横裂。

当先共析铁素体膜厚度超过
5 pm，钢的断面收缩率降低，钢的塑性下降，容易导致裂纹发生。

包晶钢连铸坯角横裂的控制技术包括
针对钢液成分、结晶器振动、二冷制度、倒角结晶器、保护渣性能的优化，以及保持良好的铸机设备状态。

关键词：包晶钢;连铸;角横裂;机理;控制
中图分类号：T F777文献标志码：A文章编号：1()()2-1()43(2021)02-()037-10
Review on mechanism and control technology of transverse corner crack in
continuous casting slab of peritectic steel
CAI Wenjing1, YANG Jian1,DENG Liqin2 ,Z U0 Kanglin2, WU Xufeng2
1.State Key Laboratory of Advanced Special Steel, School of Materials Science and Engineering,
Shanghai University, Shanghai 200444, China
2. Shanghai Meishan Iron and Steel Co. , Ltd. , Nanjing 210039, China
Abstract ：Transverse corner crack is the most prominent quality problem in the continuous casting
process of peritectic steel. In this paper, the mechanism and control technology of corner transverse
crack in peritectic steel were reviewed. The peritectic and hypoperitectic steels with carbon mass
fraction ranging from 0.08%to 0.18%are very sensitive to cracks because of the transformation
from S phase to y phase during the solidification process of molten steel. At the same tim e，the
temperature for the formation of y phase is higher, and the original austenite grains are easy to
grow, so they are very sensitive to cracks. For peritectic and hypoperitectic steels containing Nb, A1
and V，the second phase particles such as Nb，A1 and V are easy to precipitate in the proeutectoid
ferrite film of the original austenite grain boundary, which further reduces the high temperature
plasticity of the steel, resulting in the occurrence of transverse corner cracks. When the thickness of
proeutectoid ferrite film is more than 5 the reduction of area and the plasticity of steel decrease,
which is easy to cause cracks. The control technology of corner transverse crack in continuous casting
slab of peritectic steel includes optimization of liquid steel compositions, mold vibration，secondary
cooling conditions* chamfering mold, mold powder performance, and maintaining good equipment
status of continuous caster.
Key words：peritectic steel；continuous casting；corner transverse crack；mechanism；control
包晶钢和亚包晶钢（以下简称包晶钢）W(C)—*般处于0.U8 %〜0.18 %，属于裂纹敏感性钢⑴。

其连铸坯的表面质量问题一直以来是冶金学者们的研究热点，而角横裂是包晶钢连铸坯表面最具代 表性的缺陷，在加热和轧制后，容易引起钢材边部 卷边、裂纹、不平整呈锯齿状等缺陷M，严重时导致
基金项目：国家自然科学基金钢铁联合研究基金重点支持项目（Ul%0202)
通信作者：杨健（1%5 -）•男•博士，教授；E-mail: yang」*********;收稿日期：2()2()-()8-()6
• 38 •炼钢第37卷
行至关重要。

结晶器锥度过小对气隙补偿不足， 会降低传热速度，导致凝固坯壳厚度不均勻；而过 大的锥度会对凝固坯壳产生额外应力，若增大拉 述力会导致裂纹和结晶器铜板严重磨损w 。

合适 的结晶器锥度应该在结晶器铜板与坯壳之间摩擦 力不会太大的情况下保证二者之间气隙尽可能 小。

1.1.2结晶器振动
结晶器上下往复振动会使铸坯表面形成振 痕，而不良的结晶器振动会导致深振痕的发生，是 角横裂形成的重要因素之一>s:。

其原因在于振 痕处S 、P 元素发生偏析，在振痕波谷处传热差， 导致奥氏体晶粒粗大化，碳氮化物等析出物沿着 粗大的奥氏体晶界析出，加剧了奥氏体晶界的脆 化。

图2是振痕深度与横裂纹产生几率关系图， 蔡开科w 研究表明当振痕深度大于().3 mm 时才 会演变形成横裂纹，横裂纹产生几率随振痕深度 增加而增加。

100卜
C L ___〇
0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.6
振痕深度/mm
图2振痕深度与横裂纹产生几率的关系％
Fig. 2 Relationship between the depth of vibration mark
and the probability of transverse crack，;
1.1.3结晶器液面波动
结晶器液面波动异常会阻碍保护渣正常流人
结晶器铜板与坯壳之间，导致结晶器传热性能变 差，容易引发裂纹[W 11]。

图3是不同碳含量钢种 的板坯连铸结晶器液面异常波动的主要频率:n:。

可以看出包晶钢板坯连铸结晶器液面异常波动的
主要频率随碳含量的增加先增大再减小，主要是 因为不同碳含量的包晶钢凝固收缩系数的变化导 致胀形频率的变化所致。

1.1.4保护渣性能
Kawamoto 等人的研究表明，保护渣选 用不当也会导致裂纹产生。

保护渣进入结晶器
钢材报废。

角横裂缺陷的形成原因比较复杂，与凝 固坯壳承受的各类外力，铸坯的高温力学性能和凝 固行为、连铸工艺参数以及连铸机设备状况有 关[3:。

国内外的冶金研究者们目前主要通过调节 连铸工艺参数、改善连铸机设备状况以及开发新的 连铸技术来减少这类缺陷，提高包晶钢铸坯的表面 质量，从而提高炼钢厂的生产效率。

该文总结了前人对包晶钢连铸坯角横裂问题 所做的研究工作，分析了各种角横裂影响因素，以 及包晶钢连铸坏角横裂产生机理.阐述了国内外学 者及钢铁公司角横裂控制技术开发的最新进展。

1 包晶钢连铸坯角横裂的产生机理
包晶钢连铸坯产生角横裂的W 素可以分为两
类:外因是连铸工艺参数和铸机设备状况，内因是 铸坯的高温力学性能和凝固特性。

角横裂的产生 往往是这两个因素共同作用的结果。

1. 1外因
包晶钢连铸过程中会受到由于温度梯度产生
的热应变、在弯曲和矫直阶段受到的各种机械应 变、钢水静压力导致的鼓肚应变以及辊子不对中 产生的额外应变[4，当铸坯受到应力或应变超过 钢的临界应力或应变时就会产生裂纹，然后在二 冷区进一步扩展。

王晨璐[5]研究表明：裂纹在结 晶器内产生的深度约为1 mm ,随后进人二冷区 会增长至2 mm ，进人矫直区时，裂纹进一步扩 大。

如图1是显示裂纹深度扩展过程的照片。

结晶器内
包晶反应二冷区强冷
矫直区作用
图1裂纹深度扩展过程照片
Fig. 1
Photo of crack depth propagation process
1.1.1结晶器锥度
凝固收缩使得初生坯壳与结晶器铜板之间形 成气隙，为了确保坯壳生长均勻，就需要一定的锥 度来补偿气隙，因此适当的结晶器锥度对连铸顺
o
o
o
o
8
6
4
2
第2期蔡文菁，等:包晶钢连铸坯角横裂的产生机理与控制技术综述•39 •
丨冬丨3不同碳含ilt钢板坯连铸结晶器液面
异常波动的主要频率n
Fig. 3 Main frequencies of abnormal liquid level fluctuation in continuous casting mold of steel slab with different carbon contents "后，依靠钢液的热量使K熔化形成液渣渣膜.图4 是结晶器内保护渣结构示意图:W。

结晶器铜板
渣圈
玻璃渣相
晶体渣相
坯壳.
粉渣层
烧结层
糊状层
碳上浮到表面
液渣层
W 4结晶器内保护渣结构示意
Fig. 4 Schematic diagram of the structures
of mold powder in mold ^
关于保护渣的主要性能对连铸坯表面裂纹的 影响.如表1所示「5_w。

表1保护渣主要性能对连铸坯表面裂纹的影响
Table 1Effect of main properties of mold flux on surface crack of continuous casting slab 保护渣主要性能I过高过低
熔化温度降低熔化速率和液渣层厚度•容易发生漏钢并产生裂
纹5.丨”
初生凝固坯壳传热不均•导致表面纵裂
纹等缺陷1
熔化速度液渣层厚•保护渣流人不均，凝间坏必厚傅不均痕
变深，易形成角裂纹&
液渣层薄.容易漏钢17
黏度渣耗少，渣膜薄•增加摩擦应力，渣容易幵裂形成液渣膜厚，易造成夹渣
碱度熔渣析晶温度降低和析晶能力增强.玻璃体特性恶
化丨7]
影响保护液吸收和溶解非金属夹杂物
能力[5]
1.1.5 二次冷却
二冷K不断释放热量，温度梯度大，柱状晶发达.若二冷制度控制不合理，铸坯角部容易过冷，会使 铸坯在矫直时处于第丨丨丨脆性温度K间，加剧角横裂的扩展21:1。

L 1.6 钢水过热度和拉速
过热度和拉速决定初生坯壳的厚度，Yao 等22研究指出，生产中控制拉速应该考虑与过热 度的匹配，表2是过热度与拉坯速度的对应关 系。

对于25(1mm x280 mm规格的Q234D钢方坯.当拉速较大时.可以设置较小过热度。

表2不同过热度对应的拉坯速度[22]
Table 2 Relationship between superheat and casting speed ■
过热度/°c(卜 1()川〜1515 〜2()2(> 〜2525 〜30>30拉还速度（m，min 1) 1.00().(；()0.850.800.750.70
1.2内因
包晶钢连铸坯角横裂的形成还与钢的高温力 学性能和凝固特性有关。

1982年Suzuki等提 出了钢存在3个脆性温度区，如图5所示。

铸坯 角横裂是沿着晶界扩展的幵裂.主要与第ni脆性 区有关，在该温度区间内，存在7相向a相的相 变，第二相粒子(碳氮化物、氮化物等）和呈连续分布的先共析铁素体膜在奥氏体晶界析出.降低了 晶界间的结合力，所以沿晶界容易形成裂纹。

1.2. 1钢水成分
1)c元素
碳含域是影响连铸坯表面裂纹的敏感元素. W为碳含M变化会导致凝固组织变化.尤其对于 包晶钢而,Y，
在钢液凝间过程中会发生包晶反应。

• 40 •
炼钢第37卷
I
.第1脆性温度区；1丨.第n 脆性温度丨x :; ui.第丨11脆性温度区
图5凝固过程的三个脆性温度区[-’3
Fig. 5 Three brittle temperature regions in
solidification process
图6为碳含量对铸坯奥氏体晶粒尺寸的影响^， 图7为碳含量对铸坯表面裂纹敏感指数的影 响1241。

M aehara[24]等研究了碳含量与铸坯奥氏
体晶粒尺寸以及表面裂纹的关系，在(>.1(1 %〜 (>.15 %的碳质量分数区间，奥氏体晶粒尺寸达到 最大值，这是因为该碳含量区间的铸坯初始相变 S 铁向7铁转变的温度较高，所以奥氏体晶粒迅 速长大所致。

同时S 铁向7铁相变伴随着较大的 体积收缩，导致结晶器壁和初始凝固坯壳之间形 成气隙，传热减缓，进一步造成铸坯晶粒长大。

当 铸坯组织完全转变为7相后，在较大的原奥氏体 晶粒的晶界，生成较大的晶界铁素体薄膜.同时析 出第二相粒子，因而降低了钢的高温塑性，容易成 为应力集中源而形成表面横裂。

0.05
0.10
0.15»■(〇/%
0.20
图7
碳含量对铸坯表面裂纹敏感指数的影响>
Fig. 7 Effect of carbon content on the sensitivity index
of surface crack of slab ：4
2) S 、P 元素
钢中硫含量的增加会增大角横裂形成的倾 向硫不仅可以与锰形成MnS ,还可以与铁 形成低熔点的FeS ，在晶界处偏聚.增加晶界的脆 性，降低晶界的结合强度，导致裂纹的产生。

文献 [26]指出，从800 °C 开始，随着温度的升高，MnS 的变形能力逐渐增加;在()5()〜1 uuu °C 左右达到 最大值；温度继续升高.M n S 的塑性迅速下降。

并且.随着MnS 夹杂尺寸和数M 的增加，钢的高 温塑性降低。

磷对铸坯角横裂的影响，很多学者有着不同 的看法。

Jiang 等:2T研究表明磷的加入可以显著 提高钢的热塑性，尤其是在75(>〜<)5(> °C ，主要原 因是磷诱导沿奥氏体晶界形成的铁素体膜固溶而 硬化，在9()〇°C 以上还可以促进奥氏体动态再结 晶。

Mnitz 夂也认为在减少偏析的条件下，磷有 可能改善连铸坯的热塑性，并能使矫直过程中更 容易避免开裂。

而Harada 2”1等研究认为连铸坯 横裂纹的形成与磷的偏析密切相关.偏析在弯月 面开始形成，并在凝固过程中向坯壳内部扩散。

由于偏析.振痕波谷富集较多杂质元素，在薄弱的 振痕波谷处由于应力集中容易产生微裂纹，并在 二冷区进一步扩展。

3) Nb 、Al 、V 、N 元素
Nb 、Al 、V 可以扩大低温第[]]脆性区的脆性温 度范围[3I U 31]。

图8是钢在6(K I 〜<)(I 0 °C 区域发生
脆断示意图4]。

对于含Nb 、Al 、V 的微合金钢.先 共析铁素体膜中容易进一步析出大量细小的氮化 物和碳氮化物（Nb (CN )、AlN 、V N 等），它们成为 应力集中源，会加剧裂纹的生成。

0.1
0.2
0.3
w(C)/%
图6碳含量对铸坯奥氏体晶粒尺寸的影响W
Fig. 6 Effect of carbon content on austenite
grain size of billet24
裂纹
裂纹
裂纹
I N
T
淼
靶鲍藤怒菸M
劣
日
e /-r ^
a l ^M
轵
第2期蔡文菁，等:包晶钢连铸坯角横裂的产生机理与控制技术综述
• 41 •
图k
钢在6()〇〜w (r c 区域发生脆断示意图:
Fig . 8
D iag ra m of brittle fracture of steel at 600〜900 °C
b efo re a n d after fractu re 4
4)Cu 、Sn 等残余元素
这些残余元素在炼钢过程中很难去除，它们 往往在奥氏体晶界偏聚，形成低熔点富集相，破坏 了晶界的连续性，降低了钢的热塑性，导致裂纹形 成:32:。

耿明山等[33]在研究残余元素在连铸坯中 富集行为时指出，随着S n 含量的增加，Fe -C u 系 统中富集相也会增加，Sn 会诱导C u 发生热脆，故
同时含Cu 、S n 的钢产生裂纹的倾向更大。

1.2.2 第二相粒子的析出
前文已经提到，在第ID 脆性温度区间，7相向 a 相相变的同时，Nb 、Al 、V 的碳氮化物或氮化物 粒子在奥氏体晶界析出，容易导致应力集中，第二 相粒子与晶界之间滑移形成微孔，进而形成裂纹。

关于第二相粒子的析出温度，王新华[14]等研究表 明T i 的氮化物在1 3(K 1 °C 析出；N b 析出物在 1 ()5() °C 左右明显增加，在9(|〇 °C 时达到最大值； V 析出物在1 ()U () °C 析出，800 °C 达到最大值。

吴 巍〜等发现裂纹处的A 1含量较高，A 1以A 1N 形 式析出.析出温度在850 °C 左右，所以A 1加人到
含Nb 钢中对碳氮化铌等析出物有细化作用，晶 界受到更强烈的钉扎，在铸坯形变过程中更容易 形成微裂纹。

在微合金元素中.Nb 对钢的高温塑性影响最 大。

Mintz 31」等研究认为在矫直过程的温度范围 内，Nb (CN >的析出增加了第I ]]脆性区热塑性曲线 的深度。

相比V ，Nb 形成的析出物更细，因此Nb 对钢的高温塑性危害更大。

事实上V 单独存在 于钢中对钢的高温塑性影响很小，Mintz [3"〕指出
提高氮含量才会在晶界上析出氮化钒，随着[V ]. [N ]的增大，第IH 脆性区热塑性曲线的深度和宽 度随之增加。

所以第二相粒子的析出量、尺寸及 分布对钢的塑性有较大的影响，对其合理控制有 利于改善铸坯角横裂的状况。

1.2.3先共析铁素体膜
图9是板坯角部沿奥氏体晶界析出的薄膜状 先共析铁素体的照片。

板坯角部受到宽窄两面的 二维冷却，在弯曲段之前如板坯角部温度低于A 3 相变温度时，先共析铁素体沿着奥氏体晶界析出， 形成网状铁素体膜，会破坏了晶界的连续性[36]。

由于铁素体的强度只有奥氏体的四分之一，所以 应力会集中在铁素体膜上。

当超过板坯临界应力 或应变时，铁素体膜上会先形成孔洞，进而形成裂 纹沿着奥氏体晶界扩展。

对于含Nb 、Al 、V 的包 晶和亚包晶钢，在原奥氏体晶界的先共析铁素体 薄膜中，还容易析出Nb 、Al 、V 的碳氮化物等第二 相粒子，进一步降低了钢的高温塑性，从而容易产 生角横裂。

先共析铁素体膜对钢的高温塑性影响很大。

Mintz %等研究指出当析出的先共析铁素体膜厚 度达到时，对钢的高温塑性影响较大而导
,200，
r«sJ . 一 •
图9
板坯角部沿奥氏体晶界析出的薄膜状先共析铁素体照片>：!
Fig. 9
P ro eu tectoid ferrite film p recip itated alo n g au sten ite grain b o u n d a ry at th e corn
er of slab)6
• 42 •炼钢第37卷
650 700 750 800
850 900 950
温度/°C
m l 〇 SS400 钢种在 1 350，1 1()() X ：保温 10 min 第三脆性区的断面收缩率42
Fig. 10 Reduction ratio of cross-section area in the third
brittle zone for SS400 steel holding at 1 350 °C
and 1 100 °C for 10 min 42
观点一致。

但需要注意的是,粗大奥氏体晶粒不是 引起裂纹的唯一 w 素.必须考虑与其他因素的相互 作用。

图11是粗大奥氏体晶粒相关的铸坯表面裂
纹形成机理图w 。

按照此阁，Dippenaar 等总结 了粗大奥氏体晶粒导致裂纹的过程:在1 35()°C 以 上高温区间，振痕底部奥氏体晶粒长大，Cu 元素和 其他析出物沿晶界析出，导致微裂纹形成;随后在 7到a 相变过程中.晶界上析出铁素体膜和第二相 粒子，导致裂纹生长，并在铸坯矫直过程中延伸到 铸坯表面，山此形成角横裂。

致裂纹发生。

杨小刚和李树森:w w 等研究也表明 当晶界铁素体膜厚度大于5 时，钢的塑性随铁素体膜厚度的增加而降低；3先共析铁素体膜 厚度超过2() ym .断面收缩率小于3<) %，容易导 致裂纹发生。

1.2.4奥氏体晶粒尺寸
w (C ) = 0.()8 %〜().18 %的包晶和亚包晶 钢由于在钢液凝固过程中存在S 相到y 相的转 变.产生较大的线收缩，同时生成7相的温度较 高，原奥氏体晶粒容易长大。

由于坯壳的线收缩. 导致与铜板之间存在气隙，振痕波谷处传热减缓. 使得此处奥氏体晶粒进一步粗大化，裂纹沿着晶 界扩展。

Bernhard 等〜认为粗大的奥氏体晶粒 是导致角横裂的强制性先决条件。

同样李朋欢 等41研究指出，粗大的奥氏体晶粒为第二相粒子 和铁素体膜在晶界的析出提供了便利，并且降低 了钢的强度和塑性。

图川是SS 40U 钢种在 1 35(>、1 1(K ) 1C 保温10 min 第三脆性区的断面收 缩率42:。

杜辰伟w 等的热模拟拉伸试验结果得 出，保温温度越高，铸坯晶粒越粗大，导致第丨丨丨热 脆性区越宽，波谷也越深，由此可见奥氏体晶粒大 小对热塑性的影响非常显著。

Dippenaar 等研究过程中关注异常大的原 始奥氏体晶粒，这些晶粒直径通常大于1 mm •他 们认为异常大的奥氏体晶粒的存在是横裂纹扩展 的关键因素，这与Bernhard [4"]和李朋欢⑷等人
第二相粒子 先共析铁素体
顯
裂纹
图丨1粗大奥氏体晶粒相关的铸坯表面裂纹形成机理图<
Fig. 11
Schematic diagram of mechanism of surface crack formation of slab related to coarse austenite grains
2
包晶钢连铸坯角横裂的控制技术
2.1
优化钢液成分
为控制铸坯角横裂，应对钢液中各元素含量
进行合理设计。

对于亚包晶钢，江中块等45认为
C 含量应优先向上限设计，控制R ’（Mn )/w (S )> 2(丨;降低S 含量，将《’（S )控制在l ()x 丨()〃’以下; Triolet 等_控制w (Ti )|册(N ) >3.6时，板坯裂纹 出现率很低，同时他们通过控制转炉添加废钢的成
分将钢中w (Cu )和《;(Sn )分別控制在15〇x i (r 6
o
o
o
o
8
6
4
2
第2期
蔡文菁，等:包晶钢连铸坯角横裂的产生机理与控制技术综述
• 43 •
负滑脱时间
胃胃
F
i
G
拉坯速度
1/f
时间/s
图12非正弦振动速度波形示意图
Fig . 12 Schematic diagram of non sinusoidal
vibration velocity waveform s
2.3优化二冷制度
二次冷却对铸坯质量起决定作用，为避免在 第III 脆性温度区进行矫直，多数学者采用“弱冷”
和20X 1U U 下，可以抑制板坯裂纹的发生。

2.2优化结晶器振动
结晶器振动目前比较常用的优化手段为高频
率（1(>U 〜4(K )次/min )小振幅（± (3〜5)mm )，并采 用非正弦振动[8]，优势在于:负滑动时间较短，振痕 浅，如图12为非正弦振动速度波形示意图[8]。

方式，通过提高铸坯角部温度，在矫直过程中将铸 述角部温度提升至高于第D 1脆性区温度来抑制角
横裂的发生。

表3是国内部分钢厂二冷控制措施汇总[丨，3™]。

日本住友金属开发的SSC(surface structure control )二冷工艺[54]受到许多学者的关注，目的 是控制铸坯表面金属的微观组织结构，图13[5«是 SSC 技术的原理示意图。

即在二次冷却的初始阶
段进行快速强冷直至温度低于A 3,随后加热至 1 25U K 奥氏体化，消除了先共析铁素体膜。

图14是SSC 冷却下奥氏体晶界和基体细小析出 相的照片=54]。

Kat 〇w :的结果表明在S S C 冷却
下，碳氮化物等析出物变得均匀分散，可以改善钢 的塑性并减轻了横向裂纹的敏感性.此外他们观
察到SSC 冷却和缓冷后靠近板坯表面的奥氏体 晶粒尺寸相差不多，这意味着SSC 冷却并不是通 过细化奥氏体晶粒来减轻横裂纹。

D u 等[5(']研究 发现二冷区强冷T 艺的机制实际上是通过消除晶 界上析出的先共析铁素体膜，抑制第二相粒子在 晶界处析出，在随后冷却过程中铁素体将不会以 膜状析出，而是以第二相粒子作为形核核心形成 细小的铁素体组织，这样可以提高铸坯的塑性。

企业表3
国内部分钢厂二冷控制措施汇总
Table 3 Summary of secondary cooling control measures in some domestic steel plants
控制措施及效果
韶钢「47 *首钢京唐I 莱钢梅钢…
宝钢湛江3"1 安钢[5,—武钢说承钢[5J
迁钢f.w —
弱冷;降低总比水量为0.65 L /min ;矫直点表面温度920°(：比改进前提高8() °C 优化二冷水配水比例，扇形段在原有基础上降低水量2() %或3(1 %
降低1〜4区水量，提高5〜6区水量、减小1〜2区窄面水量分配比，提高5〜6区窄面水量分配比
降低比水量为0.75〜(1.83 L /k g ，铸坯矫直位置宽面中部温度提高到(M 0 °C ,角部提高至8()()。

(：；二冷丨区 水量减少3() %
控制铸坯表面冷却速度在150 t /m 以下，表面温度回升在川I) °C /m 以下.优化冷却分区 采用弱冷。

优化二冷水各分区水量分配比，原比水量冷却强度由0.5 L /k g 降低为0.42 L /kg .铸坯矫直段 角部进出口温度均大于90(1 X ：
采用弱冷。

减少二冷总水量为原水量75 %.减小边部喷水量使其小于中间喷水量，二冷段7段人口和7〜 8段之间角部温度位于937〜951 °C
采用弱冷。

二冷比水量降至(>.65 kg /L ，铸坯矫直温度提高至940 X ：
弯曲段前采用弱冷，弯曲段之后采用内弧强冷。

I 区冷却水量未降低.2〜4区水量降低5(1 %左右，5〜8
区内弧水量增加28.5 %〜81.1 %。

效果：内弧北侧裂纹数量降至0.3条/m .裂纹变为零星分布，裂纹长度 降至3 m m 以内。

2.4倒角结晶器
采用倒角结晶器是控制角横裂的有效措施之
一。

倒角结晶器的主要目的是提高板坯角部温
度，使铸坯角部温度在矫直段避开第in 脆性区，从 而减少角横裂的产生。

对于倒角角度和斜面长度的选择.很多学者
结合数值模拟进行了研究。

马钢刘启龙57]发现 随铸坯宽面倒角角度的增加.角部温度提高；同时 指出随着窄面和宽面倒角角度之差增加时，倒角 后角部温度与倒角前角部温度的温度差也会增
加，因此认为倒角角度设定为35°,斜面长度控制 55 111111最好。

王文军[5><]等研究发现随着倒角尺
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• 44 •炼钢第37卷
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图14 SSC 冷却下奥氏体晶界和基体细
小析出相的照片M
Fig. 14 Photographs of fine precipitates in matrix and austenite grain boundaries during SSC cooling 34
最佳倒角长度为4U 〜6U mm 。

图15是倒角长度对 弯月面速度场的影响>:。

随着倒角斜边长度的增 加，宽边和窄边相交处附近的流体流动对角部冲击 增大，闵此，应合理设计倒角长度。

图〗3 SSC 技术的原理示意图L 55]
Fig. 13 Schematic diagram of SSC Technology 35
寸增大，连铸坯角部横裂纹发生率不断降低，当倒
角尺寸增加到35 _X 35 mm ，矫直区角部温度为
〜汜2 °C ，角横裂发生率降至1_6 %。

H u [w 等 利用数值模拟得出与宽面的最佳倒角角度为30°，
0.3 m/s
(a )a =30°, L =10i
(b)a=30°, L=40i
0.3 m/s
0.3 m/s
(c) a =30°, L=60 mm (d) a =30°, L=80 mm
图15倒角长度对弯月面速度场的影响[5y
Fig. 15
Influence of chamfering length on velocity field of meniscus 5，,J
2.5优化保护渣性能
包晶钢是典型的裂纹敏感性钢.保护渣设计 要求降低渣膜的传热性来减缓铸坯体积收缩.提 高铸坯表面塑韧性。

包晶钢保护渣特征为: 高碱度、低黏度。

Zhu —等研究表明当保护渣黏 度和拉速乘积在1〜3.5最好。

表4是国内部分 厂家保护渣优化及其效果汇总。

2.6铸机设备状态
为减少铸坯由于铸机状态不良所受额外应力 作用，调节连铸机设备状态可确保在热状态和机
械状态下产生的拉伸应力和应变最小化.从而可 以有效地减少角横裂发生率[4。

定期检查夹辊对 中、弧形段接弧精度、扇形段辊缝和开口度情况是 保证铸坯不发生角横裂的基础。

3结论
l )w (C ) = ()_()8 %〜()• 18 %的包晶和亚包
晶钢由于在钢液凝固过程中存在S 相到7相的转 变，产生较大的线收缩.同时生成7相的温度较 高，原奥氏体晶粒容易长大，
因此对裂纹非常敏
第2期蔡文菁，等:包晶钢连铸坯角横裂的产生机理与控制技术综述•45 •
表4国内部分厂家保护渣优化及效果汇总
Table 4 Summary of optimization and effect of mold fluxes by some domestic plants 企业保护渣优化效果
安钢提高碱度1.21提高熔点1135 °C,降低黏度0.181 Pa-s 液渣层厚度稳定在11〜12 mm.耗渣量稳定在0.50〜0_55 kg/t，裂纹比率明显减少
首钢[('2]降低黏度(>.()52 Pa*s，降低熔化温度1 ()12 °C，提高结晶
温度11«5 °C
拉速1.4 m/min.裂纹发生率降至2.() %
韶钢w 提高碱度为1.42;降低黏度为0. l()P a*s;提高F和
Na2Q#量
包晶钢波动范围控制在±3mm
天津钢管减少Mg〇和s i a,增加灿〇3和f含量，提高碱度为
1.(13,略微提高黏度至0.526 Pa*s
规格4()(>m m的包晶钢铸坯修磨率由90.19 %
降至29.26 %
梅钢[M1降低熔点为1()7〇 °C，降低黏度（).11 P a*s，提高碱度
1.22,添加0.8 %和1.2 %R O;
渣耗量较高为(>.56 kg/t，未发生漏钢报警，拉
速可以提高至1.4 m/min
鞍钢1M,!用让0代替部分Na20,3. 1%Li20,提高碱度为1.4«，
降低黏度为().65 Pa*s,提高结晶温度为11(B°C
结晶器液面波动平稳在±3m m以内.热流稳
定，铸坯无明显缺陷
感。

对于含Nb、Al、V的包晶和亚包晶钢，在原奥
氏体晶界的先共析铁素体薄膜中，容易析出N b、
A1、V的碳氮化物等第二相粒子，进一步降低了钢
的高温塑性.从而容易产生角横裂。

2) 当先共析铁素体膜厚度超过5 pm，钢的断 面收缩率降低、塑性下降.容易导致裂纹发生。

3) 包晶钢连铸坯角横裂的产生机理分为内因 和外W。

外因包括结晶器锥度、结晶器振动、结晶
器液面波动、保护渣性能、二次冷却及钢水过热度
和拉速；内因包括钢水成分、第二相粒子的析出、
先共析铁素体膜及奥氏体晶粒尺寸。

4) 包晶钢连铸坯角横裂的控制技术包括针对 钢液成分、结晶器振动、二冷制度、倒角结晶器、保
护渣性能的优化.以及保持良好的铸机设备状态。

致谢 感谢国家自然科学基金钢铁联合研究基
金重点支持项目（1119602(12)、省部共建高品质特
殊钢冶金与制备国家重点实验室、上海市钢铁冶
金新技术开发应用重点实验室和上海市科学技术
委员会(课题编号19DZ227U20U)的资助。

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