第五讲-连铸坯内部质量控制

第六讲连铸坯内部质量的控制
北京科技大学
课程主要内容
1.绪论
2.连铸技术的发展
3.凝固理论（形核、长大、凝固组织控制）
4.钢液的凝固原理（结晶器、二次冷却）
5.连铸坯表面质量控制
6.连铸坯内部质量控制
7.连铸新技术
主要内容
1 连铸坯中心缺陷概念
2 影响连铸坯中心缺陷形成因素
3 防止铸坯中心缺陷的对策
4 铸坯中心缺陷形成机理
5 结语
前言
从结晶器拉出来带有液芯的坯壳，在连铸机内边传热、边凝固、边运行而形成很长液相穴的铸坯（少则几米多则十几或二十几米），由于受凝固、传热、传质和工艺的限制，沿液相穴路径常常发生钢水补缩不好，在铸坯完全凝固后，沿铸坯轴向（拉坯方向）某些局部区域常常发现疏松、缩孔和偏析，常称为中心缺陷。

根据钢种和产品用途不同，对连铸坯中心缺陷有严格要求，板坯中心缺陷严重会引起中厚板横向性能尤其是冲击韧性不合格，管线钢抵抗，氢脆（HIC）裂纹能力恶化。

对于中高碳大方坯轧制棒材或线材产品常常会因中心缺陷严重使大方坯低倍检验不合格而导致产品合格率降低。

因此减轻铸坯中心缺陷至不使产品产生废品，这是提高连铸坯内部质量的一个重要任务。

1 连铸坯中心缺陷概念
1.1 铸坯中心缺陷形貌
沿铸坯横向或纵向轴线剖开经硫印或酸浸
后，可显示出低倍结构，（图1-1）沿铸坯纵
剖面中心轴线可发现：
y中心疏松
y中心缩孔
y中心偏析（宏观偏析，它与疏松缩孔伴
生）
y点状或V形偏析（半宏观偏析）
沿铸坯横剖面，则中心区有点状疏松或缩
孔。

图1-1 铸坯低倍形貌
1.2 铸坯中心缺陷评价
（1）宏观评级
零级相当于中心结构致密，5级为中心疏松尺寸大且连续。

在高过热度浇铸时，约80%铸坯相当于1、2、3级，而20%铸坯相当于4、5级。

（3）化学元素分布
从铸坯横断面从内弧到外弧隔
一定距离钻样，分析C、Si、Mn、
S、P元素以表征铸坯表面至中心
的成分差异（图1-3）。

图1-3 铸坯横断面成分分布
从铸坯纵向轴线剖开沿中心线隔一定距离钻样，分析C、Si、Mn、S、P成分，以表征铸坯中心线区域成分差异（图1-4）
图1-4 铸坯中心成分分布
表1-1 铸坯偏析比
也可用SEM(Scanning Electron Microscope) 来描述铸坯或轧材试样上Mn偏析图谱，以表征微观偏析状况。

图1-5表示了高C钢（C＝0.8％）在相同工艺条件下，过热度7℃比31℃偏析有明显的改善。

图1-5 铸坯中Mn偏稀图谱
微观偏析：短程、枝晶尺度以内的成分不均匀性，可以通过高温扩散退火消除。

度以上的成分分离和不均
匀性，很难通过高温扩散
退火消除。

晶粒度和生长
形态对宏观偏析程度有重
要影响。

1.3 铸坯中心缺陷危害
y铸坯轧制时中心区硫化物夹杂延伸使横向性能变坏（如断面收缩）；
y中心区硫化物夹杂延伸使板材冲击韧性下降，是造成断裂的主要原因；
y中心区偏析增加易形成低温转变产物以及硫化物造成管线钢氢致裂纹（HIC）；
y高碳钢铸坯中心C、Mn偏析，会发生碳化物和马氏体沉淀，使高碳硬线拉拔时会引起断裂；
y铸坯中心疏松和偏析会引起钢轨呈“S”型断裂。

y中心疏松、缩孔会使合金钢铸坯低倍检验不合格。

2 影响连铸坯中心缺陷形成因素2.1 铸坯厚度
原则上讲，铸坯越厚两相区宽度扩大，温度梯度减小，有利于生成等轴晶使中心偏析减轻。

对于大方坯
为减轻或消除中心偏析，取宽/厚＝1.2～1.4为宜。

据
统计世界上有18家钢厂用大方坯生产钢轨，宽/厚>1.3
有11家。

然而铸坯越厚，矫直力增加使变形率增大，
铸坯产生表面和内部裂纹机率增加，故大方坯采用大
弧形半径（R=12～18m），这也有利液相穴夹杂物上
浮，消除铸坯内弧夹杂物集聚。

2.2 钢种
要求在铸坯凝固过程中抑制铸坯中柱状晶生长，而柱状晶生长主要决定于：
（1）钢中碳含量
中高碳钢两相区(TC—TS)宽，铸坯柱状晶较低C钢发达。

图2-1 含C量与平均收缩系数
图2-2 碳含量与柱状晶关系
C＝0.1％L→δ→r转变，气隙最大，柱状晶较短；
C＝0.6％L→γ无δ
Fe 生成，气隙最小，柱状晶发达；
C＝0.1～0.6％L+δ→γ，界于两者之间。

用EMS时：C＝0.1％时，中心等轴晶可由20％增加到40％，而C＝0.6％时则可由0％增加到40％。

故使用EMS铸坯中心等轴晶区均可改善。

2.3 钢水过热度
众所周知，钢水过热度高带来的坏处：
y出结晶器坯壳薄易漏钢；
y限制拉速；
y有利于柱状晶生长，中心疏松缩孔加重；
y中心偏析严重；
y耐火材料浸蚀加重，钢中夹杂物增加。

从提高铸坯质量观点，尤其对要求高的铸坯内部质量产品，控制过热度尤为重要。

从理论上说，当钢水过热度等于零接近液相线温度凝固，铸坯中心等轴晶区可达60％以上，可消除中心疏松和偏析。

然而如果中间包钢水过热度太低，会影响钢水中夹杂物上浮和中间包水口冻结。

因此对薄板用钢，过热度高一些（如30℃）；对中厚板中高碳钢过热度取低一些（如20～15℃）。

钢水过热度是控制铸坯中心等轴晶的主要措施（图2-3）。

低过热度时中心等轴晶区宽，使溶质元素分散在较宽范围内枝晶之间，减轻中心元素的集聚，减少偏析（图2-4）。

图2-3 过热度对等轴晶影响图2-4 过热度对中心偏析
影响（275×300mm）
2.4 拉速
高拉速和高铸坯质量往往是相互矛盾的，我们的任务是要根据钢种和产品质量要求，使连铸机的拉速和铸坯质量协调发展。

原则上说，拉速快对铸坯质量带来坏处：
（1）拉速快，液相穴变长变尖，钢水补缩不好易造成疏松和缩孔。

120×120mm方坯试验指出：拉速3.6m/min,中心缩孔最大直径达5mm,连续缩孔长度达160mm；拉速为
3m/min，中心缩孔直径为3mm，连续缩孔长度为70mm；拉速为2.4m/min，则中心缩孔明显减轻。

275×300mm大方坯，拉速对中心疏松的影响，可见随拉速提高中心疏松加重。

图2-7 拉速对中心疏松影响
图2-8表示了120×120mm方坯拉速对中心偏析影响。

对于220×260mm大方坯，
拉速对中心碳偏析影响：
拉速C/C
0.65m/min 1.0～1.1
0.90m/min 1.3～1.4
图2-8 拉速对偏析影响
（3）拉速快钢中夹杂物增加
图2-9表示120×120mm方坯中大颗粒夹杂物与拉速关系。

图2-9 拉速对铸坯夹杂物的影响
2.5 二冷强度
原则上讲，二冷区采用强冷：一是降低了坯壳温度，增加坯壳强度，防止了鼓肚产生的中心偏析（图2-10）尤其对板坯更为重要；二是冷却速度快，阻止了溶质元素的析出和扩散，有利于减轻中心偏析。

三是强冷有利于提高拉速。

图2-10 鼓肚对中心偏析的影响
二冷水量增加，有利于减轻中心偏析（图2-11）。

反过来说，强冷有利于柱状晶生长，容易形成局部搭桥或穿晶结构，有利于中心疏松形成。

另外强冷对钢裂纹敏感性也有很大影响。

因此，二冷强度的选择，要从生产率和铸坯质量两方面综合考虑。

图2-11 二冷对中心偏析的影响
3 防止铸坯中心缺陷的对策采取的对策主要集中：
y冶金凝固方面
降低有害元素浓度，控制柱状晶与等轴晶凝固条件，控制坯壳冷却速度等。

y铸机设备方面
保持支承导向辊对中，缩小辊间距，多节辊，收缩辊缝等，来防止凝固坯壳鼓胀。

y外加控制技术方面
在现有连铸工艺和设备还不能达到完全控制铸坯中心缺陷的条件下，开发了EMS、轻压下（Soft Reduction）、凝固末端强冷，零过热度凝固等技术。

这些技术应根据对产品质量要求来选用。

3.1 工艺参数的优化
钢水过热度、拉速、二冷水量都会影响铸坯中心缺陷，它们对中心缺陷具有互补性。

台湾中钢公司研究了过热度、拉速、比水量对板坯中心偏析影响（图3-1），并回归出以下方程：
F＝1.417－0.0552 ΔT－1.77 Vc2 + 1.928 δ
w
式中:F－铸坯中心偏析指数，F值高表明偏析小，板坯质量好。

ΔT－钢水过热度℃
V －拉速m/min
－比水量l/kg
δ
w
低过热度、低拉速和高比水量，铸坯中心偏析小，铸坯内部质量好。

图3-1 中心偏析与工艺参数的关系
要减轻或消除方坯内部缺陷，关键是控制铸坯柱状晶与等轴晶比例。

从工艺上有两种截然不同的方法：
A．传统方法：抑制柱状晶生长，扩大中心等轴晶区，采用“三低”的路线：低过热度、低拉速、低水量。

其技术措施：
（1）降低入结晶器钢水过热度，接近于液相线凝固。

y如结晶器加铁粉，喂钢带；
y结晶器EMS；
y LSH浇注：CRM开发热交换水口技术，如图3-2所示。

220×220mm大方坯，拉速1.4～1.6m/min，C＝0.8％，中间包正常过热度为15～25℃，经水冷热交换器水口入结晶器过热度为1～7℃。

高碳钢晶界碳化物指数为147，而传统工艺>200。

可见，降低过热度对改善方坯中心碳偏析是明显的。

（2）二冷不要太强，弱冷或中等冷却强度。

（3）拉速不要太高。

图3-2 低过热度浇注
B．新工艺：促进柱状晶生长，使铸坯完全形成柱状晶结构，以消除中心偏析，采用的“三高”路线：高过热度、高强冷、高拉速。

德国TN公司在105×105mm，R＝6m，C＝0.55～0.85％，二冷水量比传统高2.5倍。

试验结果指出：方坯基本为柱状晶，中心30mm区基本致密。

轧线Φ12mm，线材无马氏体存在。

PW公司结晶器采用抛物线式锥度（弯月面处
2.3%/m），二冷采用高压水强冷（δ=3，压力
15~20bar），150×150mm方坯平均为2.2~2.4m/min，最高达2.8~3.0m/min，铸坯内部质量良好，适合所有钢种。

卢森堡ARBED和比利时CRM开发了高强冷二冷技术（图3-3）。

出结晶器采用水膜冷却，凝固坯壳厚度增加2倍，铸坯表面温度急剧降低再回升（图3-4）。

220×220mm 方坯低倍结构如图3-5。

图3-3 大方坯出结晶器强冷原理图
图3-4 强冷对方坯表面影响
图3-5 强冷+LSH浇注低倍结构
220×220mm，C＝0.8％采用强冷，轧成Φ11mm线材，晶界渗碳体几乎消除（强冷渗碳指数为125，传统冷却为＞220）。

采用强冷+LSH浇注技术，可使150×150mm浇高碳钢（C＝0.8％）拉速达到3.5m/min，得到良好内部质量。

目前方坯连铸机还是采用传统工艺为主，而对低过热度浇注的热交换水口及二冷强冷技术，可能是设备改造的复杂性和效果的稳定性等问题未得到推广应用。

总之，连铸工艺参数的优化，开发专门的软件和硬件来提高铸坯质量，生产高附加值产品，这方面还是大有潜力的。

各厂家结合自身的特点，形成自己的Know-How，还是大有可为的。

3.2 电磁搅拌（EMS）
3.2.1 EMS作用
有（M、S、F、M+F、M+S+F）EMS等不同的方式（图3-6）。

但目前人们认为M-EMS和（M+F）-EMS是最佳选择。

图3-6 EMS使用方式
（1）M-EMS作用
如图3-7所示，在结晶器弯月面形成旋转运动。

图3-7 M-EMS作用机理图
M-EMS作用：
y冲洗凝固前沿，防止夹杂物卷入成为皮下夹杂。

皮下夹杂物易在产品表面产生条状裂纹，如300×400mm，轧成115×115mm方坯，表面条状裂纹指数：有M-EMS为0.5，无则为3.5～1；
y加速过热度消失，增加铸坯中心等轴晶区（图3-8）。

300×400mm大方坯无EMS，距表面70mm处等轴晶开始生长，有EMS则为35mm；
图3-8 等轴晶区与过热度和EMS的关系
y减少铸坯中心偏析；对于C＝0.8％，150×150mm方坯中心碳偏析：
C/C
无EMS 1.21
M-EMS 1.12
M+F-EMS 1.08
y减少气孔尤其是铸坯皮下气孔。

无M-EMS，皮下气孔＞20个/m2，而有M-EMS则为0.2个/m2，可不需清理；
y坯壳生长均匀性，使用EMS促进了坯壳厚度生长均匀，有利于减少铸坯角部裂纹；
y加速夹杂物上浮提高了铸坯洁净度。

对于板坯，为了提高深冲薄板的表面质量（如汽车板），开发了结晶器电磁制动技术EMBR（ABB），FC-mold （川崎）。

EMBR冶金效果：
y水口注流冲击深度降低50％，有利于夹杂物上浮；
y减轻液面波动，防止了渣子卷入；
y提高薄板表面质量，降低了废品。

无EMBR，废品指数为
0.91，有EMBR则为0.38；有FC，缺陷指数2.0，无FC则
为6.0；
y加速过热度的清除，有利于提高拉速。

（2）S-EMS作用
早期S-EMS在bloom上广泛使用，其效果：
y在二相区搅拌，防止凝固桥形成，减少中心疏松；
y打碎树枝晶，增加中心等轴晶区，减少中心偏析；
y缺点是凝固前沿有白壳带形成，对某些钢种应用是有害的。

（3）F-EMS作用
y分散凝固两相区溶质元素的集聚，减少中心偏析；y改善中心凝固组织，减轻中心疏松；
y减轻中心等轴晶滑移引起的半宏观偏析（V型）。

但使用F-EMS得到良好效果的条件：
y必须大功率搅拌凝固末端区域的糊状区，如搅拌强度不够，则效果不显著。

y必须有较宽的中心等轴晶区，最好M+F-EMS联合使用；
y拉速要恒定；
y搅拌器位置安装要合适。

图3-9表示浇注高碳钢EMS与铸坯中心等轴晶关系。

由单独使用都有效果，但联合使用效果更佳。

图3-9 EMS对铸坯等轴晶影响
由于中心等轴晶区增加，也改善方坯中心碳偏析（图3-10）
图3-10 EMS对方坯中心碳偏析影响
3.2.2 搅拌器的功率
如图3-11所示，功率与冶金效果呈S曲线，由图可知：
1区：功率太低，效果不大；
2区：功率增加，效果增加；
3区：功率超过某一临界值，
效果平稳了。

图3-11 搅拌功率与冶金效果关系。