对连铸板坯内部几种裂纹的分析和研究得毕业论文.doc

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1、1 绪论连续铸钢由于与传统模注钢工艺相比具有生产工序简化、金属收得率高、能源消耗低、自动化程度高、生产率高、铸坯质量好等诸多优点，成为钢铁工业发展历史上具有划时代性的重要技术之一。自连铸技术应用于生产以来，全世界的连铸比和连铸产量迅猛增长。围绕连铸的新技术、新工艺、新设备也在不断开发和推广。连铸已成为钢铁工业生产中必不可少的工艺环节，并且成为衡量一个钢铁企业生产、技术、管理水平的标志之一。1.1 连铸技术的发展概况钢水凝固成型的方式有两种：传统的模铸法和连续铸钢法。连铸就是把液态的钢直接浇注成型的一种新的工艺。与传统的模铸相比它具有节省工序、缩短流程、高成材率、产品质量高、低能耗、容易实现机械

2、自动化等许多传统模铸技术不可比拟的优点。此外连铸自身的发展，还对冶金系统其他行业的发展有重要的促进作用。1.2 国外连铸发展概况早在十九世纪中期H.贝塞麦（H.Bessemer）就提出连续浇注液态金属的设想。随后还有其他人对此项技术进行研究。但是由于当时科学水平的限制，并没能用于工业生产1933年，容汉斯(S.Jung-hans)提出并发展了结晶器振动装置之后，才奠定了连铸在工业上的应用基础。从十九世纪30年代开始，连铸已经成功的应用于有色金属的生产。1950年容汉斯和内斯曼公司合作，建成世界上第一台能浇注5t钢水的连铸机。1952年，英国巴罗钢厂把连续铸造这个概念引入炼钢领域并使用曼内斯曼提

3、供的直结晶器立式连铸机。这便是工业化连续铸钢的开端1。从19世纪50年代连铸开始逐步的应用于钢铁企业。但是在此期间连铸装备水平低，发展缓慢。到60年代，连铸开始进入稳步发展时期。在机型方面，出现了立弯式连铸机。特别是在19631964年期间，曼内斯公司相继建成了方劈和板坯弧形连铸机。该机型高度低操作方便，能生产工业上急需的厚板、热轧和冷轧带钢，很快就成了发展连铸的主要机型，对连铸的推广应用，起了很大的作用。另外氧气转炉已用于钢铁生产，原有的模铸已经不能满足生产的需要，这也促进了连铸的发展。从1965年以后连铸发展速度显著增快。到60年代末全世界连铸机已达200台，年生产铸坯能力达4000万吨以

4、上。在此期间还出现了旋转式圆坯铸机、空心圆坯铸机，和工字型断面铸机。19世纪70年代以后，连铸进入迅速发展时期。从1975年到1985年的十年间，连铸比由13.5%上升到49.9%，连铸坯年产量由8700万吨增加到3.3亿吨。各类连铸机由70年代的300余台增至1400余台。70年代以来连铸生产技术主要围绕提高连铸生产率、改善铸坯质量、降低连铸坯能耗这几个中心课题，来研究和解决问题。80年代连铸完全进入成熟时期。在此期间，世界范围内连铸比以每年4%的速度增长；生产高质量铸坯的技术和体制已经确立；已逐步实现连铸坯热送和直接轧制；薄板坯连铸已经兴起，它的连铸工艺有许多的优越性，它将是90年代连铸技

5、术的主攻方向。目前，世界连铸生产和技术主要朝以下几个方向发展2。(1)提高铸机生产率。即提高铸机作业率和拉速。为提高拉速,主要在三方面进行改进。一是为提高和优化结晶器传热效率，对结晶器结构进行改进。有代表性的是瑞士（CONCAST)开发的凸模结晶器(CONVEXMOLD)，其特点是结晶器顶部内壁为凸形，向下逐步变化，直到底部为方形，它可提高拉速50%100%，拉漏率下降30%。意大利达涅利公司开发了自适应结晶器(DANAM)，其特点是将铜管加工成三锥度或抛物线,结晶器在热负荷作用下，不再向外弯曲，而在水压作用下向内移动。奥地利奥钢联开发的钻石结晶器(DIAMOLD )，其特点是将结晶器长度延长

6、至l000mm，并在结晶器顶部下300400mm处开始角部取消锥度，它的拉速可达5.Om/min，生产率提高20%50%。二是为适应高拉速要求对出结晶器的铸坯进行强化冷却(如比水量提高到2.53.0L/ kg以上)，采用带液芯的多点矫直连续矫直、压缩浇铸技术以及高度自动化的连铸生产控制系统，三是为适应高拉速高质量的要求优化水口形状，采用高精度结晶器液面控制系统，采用液面振动装置或用板簧振动代替四连杆振动。使用低粘度、低结晶温度、低软化及熔融温度和较快熔化速度的高效结晶器保护渣。为提高作业率，主要发展多炉连浇技术，采用漏钢预报，水口快速更换，上装引锭杆，自动检测等技术，同时强设备维护，提高结晶器

7、、辊子、中包等使用寿命。(2)生产高质量铸坯，实现直接热送热轧。机型从弧型向立弯型转变，采用低温浇注、液面自动控制、多点连续矫直、计算机动态控制、电磁搅拌、压缩浇铸、干式浇注等新工艺和新技术。目前世界上最先进的铸机生产的铸坯无缺陷率达99.99%。(3)连铸连轧和近终形连铸技术。该技术是20世纪90年代国际钢铁工业中的一项重大新技术。自1989年在美国NUCOR厂投入工业生产以来，在近十年来得到迅速发展。至今已经投产或正在建设的薄板坯连铸连轧生产线已达30余条。典型的有西马克开发的CSP(Compact strip process)、德马克开发的ISP(In-Line strip produc

8、tion)、达涅利(Danieli)开发的FTSR(Flexible Thin Slab Rolling)、住友金属住友重1开发的QSP以及奥钢联开发的CONROLL等生产工艺技术。1.3 国内连铸发展概况我国是世界上研究和应用连铸技术较早的国家，从50年代开始研究连铸技术。于1955年就开始连续铸钢的试验究。1958年在重钢三厂建成了立式双流连铸机，用以浇注175mm200mm铸坯。1960年在唐山钢建成140mm140mm方坯立式连铸机。1964年立式连铸机，1964年，由北京钢铁学院徐宝隆教授主持设计的重钢三厂大弧型板坯连铸机正式投产。1965年，又在上钢三厂建成一台半径为4.65m的矩

9、形坯连铸机，浇注断面为270mml45mm。1967年首钢实验厂投产了一台半径为5.5m的直结晶器弧形连铸机。在我国设计的连铸机上，很早就使用了钩头式永久引锭杆，钳式结构拉矫机和大型机械液压剪。这些铸机的设计和制造以及相关的连铸技术的开发都是立足于国内并依靠自己的能力完成的，显示了我国连铸技术的水平和能力。但是在以后的十余年间，除个别的地区外，连铸生产基本上处于停滞状态。到1978年全国用于生产的连铸机只有21台，连铸坯年产量112.70万吨，连铸比3.5%。1979已来，国家确定以经济建设为中心，冶金工业部把发展连铸作为重大技术政策，并在总结我国连铸生产经验的基础上，提出以“连铸为中心，炼钢

10、为基础，设备为保证”的生产技术路线。从此我国连铸进入一个新的发展时期。十余年来取得举世瞩目的成就。从1978年到1991年，我国连铸比由原来的3.5%上升到了26.53%；已投产的连铸机台数由21台增加到了130台（其中合金钢连铸机13台）；连铸坯产量由112.70万吨增加到1883.50万吨。在此期间我国连铸比提高了7.47倍，连铸坯年产量增加16.7倍，连铸机台数增加6.2倍。最近几年，也是我国连铸技术快速发展的时期。利用以高质量铸坯为基础、高拉速为核心，实现高连浇率、高作业率的高效连铸技术，对现有连铸机的技术改造取得了很大进展。图1.1中国钢铁连铸比变化图1.1是我国近十几年来的连铸比变

11、化情况。从图1.1可以看出我国近几年来，连铸技术的飞速发展到2005年我国连铸比达到了95.3%。从1990年到2005年十五年间我国连铸比提高了将近4倍。近年，我国已引进了许多薄板坯连铸连轧生产线(现在有14条线生产)。某些薄板坯连铸机的装备技术处于世界先进水平在连铸新技术研究开发方面，进行了高效连铸技术、近终形连铸技术、电磁连铸技术、特殊钢连铸技术、连铸坯凝固控制技术和双辊薄带连铸技术等方面的工作。许多连铸新技术的研究开发是在跟踪国际上的发展。目前，我国已经能够自行设计制造各种类型的连铸机。但国内设计的连铸机往往都有国外样板。我国应用的连铸技术和铸机设计样板大多来源于国际知名公司。先进的新

12、型连铸机都是从欧、美和日本进口。我国连铸技术与国际领先水平的差距主要在两个方面：应用同样顶级的技术装备不能稳定生产顶级的产品(这主要不是技术本身的问题)；连铸新技术的开发研究与生产应用之间的中间环节，工程化技术的综合比较薄弱。我国开发的薄板坯连铸机是先进的，也是成功的。可惜至今没有用其建成连铸连轧生产线。而高效连铸技术就其具体技术内容也许并不很先进，但因它的工程化技术综合进行得好，所以取得了非常显著的成就。双辊薄带连铸开发与国际领先水平的差距主要也在连铸、连轧与自动化综合产业化上。一项新的关键技术的开发应用很大程度上取决于它与主体工艺流程的融合。主体工艺的工程设计者不愿意采用国内开发的新的关键

13、技术，只信任外商的保证；而国内新技术的开发者又往往不具备整体工程项目的设计能力。在连铸技术发展过程中有几个里程碑：结晶器振动。结晶器振动完成了连续浇铸过程中的脱模，使连续铸钢真正得以工业化；铸机辊列(铸坯支撑) 技术的发展完善。现在的辊列设计方法大约成熟于70 年代，它是现代化大型板坯连铸机的基础；连铸直接轧制生产。连铸直接轧制综合了铸机轧机控制、无缺陷铸坯生产等几乎所有的相关技术，实现了钢材成形全过程的连续化。显然，里程碑式的连铸技术的发展是一个从简单到复杂、从单一到综合的过程。所以复杂综合的连铸技术仍然是由相对独立的单体技术构成的。结晶器液面控制和自动浇铸，铸坯矫直，二次冷却控制，在线调宽

14、，电磁搅拌，粘结漏钢预报，凝固末端轻压下及液芯压下等技术的改进和应用大大加快了我国连铸生产的步伐，使我国连铸技术达到了世界先进水平。而结晶器电磁制动，结晶器非正弦振动及其液压驱动，连铸坯质量预报，电磁约束等技术更是使我国建设精品钢材的愿望得到进一步提升，连铸技术的发展和进步使铸坯质量更进一步的提高。正是这些变化让我国全连铸的信心倍增，几十年来全连铸的比例发生了翻天覆地的变化3。到2007年我国钢铁产量达到4.89亿吨，连铸比约为100%，基本上实现了全连铸。1.4 裂纹对铸坯的危害随着中国加入WTO，越来越多的国外产品的进入我国市场。之间的竞争日趋激烈，产品的质量是否合格已经成为占有市场的主要

15、砝码。连铸坯做为炼钢厂的终端产品，其质量直接影响着轧材的产量和轧材的质量。连铸坯的缺陷一般可分为:表面缺陷、内部缺陷和形状缺陷。表面缺陷包括:表面裂纹(含横向、纵向、角部和面部裂纹)、气泡、夹渣、双浇、翻皮、振痕异常、渗漏、冷溅、擦伤等。内部缺陷包括:内裂、非金属夹杂物、中心偏析和中心疏松等。形状缺陷包括:菱形变形，又称“脱方”、纵向和横向凹陷等。引起表面裂纹的主要原因是:铸温过高，拉速过快，结晶器变形，一次冷却过快且不均匀。其次的原因是二次冷却过分激烈，二次冷却喷嘴位置不当，铸坯矫直时温度过低等。另外，当钢水脱氧不完全或钢水中含有氢气时会形成皮下气泡；钢水温度过低，拉速太慢，结晶器保护渣不良

16、，浇铸中断，钢液飞溅等还会相应引起其他一些表面缺陷。引起内裂的主要原因是铸坯在二次冷却区时所承受的热应力和机械应力过大；另外，拉速过快会引起中心缩孔。引起脱方的主要原因是结晶器变形、铸温过高、拉速过快、支撑不当等5。裂纹对铸坯的影响则是最直接的。对铸坯质量影响的结果则导致最终产品轧材的质量出现问题如：成材率低、产品质量下降、和钢的各种性能不达标等一系列的问题，最终影响经济效益。随着连铸技术的高速发展，大多数钢铁企业都实现了全连铸。但是在生产过程中出现了一系列的质量问题。其中铸坯的裂纹对其质量的影响最大，对铸坯质量影响的结果则导致最终产品轧材的质量出现问题。如：成材率低；产品质量下降；和钢的各种

17、性能不达标等一系列的问题。最终影响经济效益。严重时甚至导致整炉钢成为废品。既影响了连铸机生产率，又影响了下道工序的生产，又造成产品质量问题，增加了成本，给钢铁生产带来了很多麻烦。需要研究解决铸坯内部裂纹的问题日益突出。1.5 本文研究的目的及意义本文通过对板坯所存在的铸坯裂纹的了解和认识，针对其特点和形成机理，有效地提出了解决铸坯表面质量的措施。内部裂纹的分析，研究其各种内部裂纹的特点、形成机理等，来进一步分析研究其各种裂纹形成的原因和造成裂纹的各种因素，以及对各种的控制解决措施。2 连铸板坯内部裂纹的特征及成因高效连铸近年来已经成为各个钢铁企业实现结构优化、提高生产效率、增加经济效益的发展目

18、标。而内部裂纹在世其首要解决的问题。2.1 内部裂纹的种类连铸板坯的内部裂纹是指从铸坯表面以下直至铸坯中心的各种裂纹。图2.1是各种内部裂纹的示意图。其中主要的内部裂纹有中间裂纹；中心裂纹；三角区裂纹和角部裂纹。图2.1铸坯内部裂纹示意图通常认为内部裂纹是发生在凝固前沿的，其先端与凝固界面相连接，所以内裂也称为凝固界面裂纹。不论内部裂纹的类型如何，其形成过程大都经过三个阶段：拉伸力作用到凝固界面；造成柱状晶间开裂；偏析元素富集的钢液填充到开裂的空隙中。所以内部裂纹大都伴有偏析存在，因此也可以把内部裂纹称为偏析裂纹1，5。2.2 内部裂纹的形貌及特征（1）角部裂纹和对角线裂纹，这种裂纹的形成和方

19、坯的脱方有关，当铸坯四个面冷却不匀时，冷面附近钢的收缩引起这两面间对角线上的张力应变。当应变值很大时便引起方坯的扭曲变形，在冷却较快的两面之间形成锐角，而在两个钝角之间靠近凝固前沿地方形成的裂纹叫对角线裂纹值其实质也是角部裂纹的一种。其产生主要原因是出结晶器下口的二冷段过量的二冷水角部冷却，造成收缩应力所致。角部裂纹和对角线裂纹一般多出现在方坯中，本文主要是来研究板坯内部裂纹，再以下文章中将部在对角部裂纹和对角线裂纹进行多地叙述，主要介绍再版坯中容易出现的裂纹1。（2）连铸板坯窄边附近，低倍组织呈现三角状，故称其为三角区。三角区裂纹就是指发生在该区域内、位于铸坯中心线位置附近，凝固边界的汇聚的

20、“三相点”以内产生的裂纹。它铸坯内裂纹的一种，主要出现在板坯侧面中心和角部区域。该裂纹出现不规则，常伴随板坯形状出现异常，如弧面鼓肚、侧面凹陷，其原因主要是窄面强冷；窄面鼓肚或凹陷及支承辊位置移位变化等因素造成。出结晶器不久的铸坯，在离铸坯侧面150mm 的三角区内，刚凝固或内部末全凝固的铸坯，高温强度差，受到侧面强烈冷却所产生的热应力，以及侧导辊位置不当或积渣产生的机械应力，铸坯弧面冷却不良导致的鼓肚力和热应力、铸坯弧面支撑和夹持不良导致机械应力，这些应力或其总应力超过了钢坯高温强度时就会产生裂纹。三角区内某一处或几处的应力超过钢坯的高温强度时，都可导致三角区裂纹的产生6，7。板坯三角区裂纹

21、金相图如图2.2所示8。图2.2 板坯三角区裂纹金相图（3）中间裂纹位于铸坯表面和中心之间，多发生在方坯厚度的四分之一处，并且垂直于铸坯表面方向分布。板坯的中间裂纹多出现在铸坯内弧，偶尔也出现在外弧，但主要在低合金钢种上。在内弧表面至铸坯中心的铸坯二分之一厚度上，存在着“河流”状中间裂纹9。其产生的主要原因是二冷冷却不均；支承辊对中不良使坯壳鼓肚，矫直或其它外部作用力影响等，如下图2.3所示10。图2.3板坯中间裂纹金相图（4）中心线裂纹位于铸坯断面中心线上。其产生的主要原因是铸坯液芯末端区的辊子开口度过大或辊子弯曲等造成鼓肚；中心疏松、偏析严重、裂纹敏感性增强，受矫直或外部作用力影响等，如下

22、图2.4所示11图2.4板坯中心裂纹金相图2.3 连铸板坯内部裂纹形成的基本机理及影响因素2.3.1 内部裂纹的基本形成机理铸坯在铸机内运行和凝固过程中形成裂纹是一个比较复杂的问题。但其影响因素可归结为如下图2.5所示。图2.5影响产生裂纹的示意图由上可见铸坯凝固过程坯壳所受各种外力作用是产生裂纹的外部条件，而影响坯壳产生裂纹的内部因素是由钢本身的特性和铸机的运行状态、操作所造成的5。以下是对铸坯内部裂纹形成机理观点的总结和归纳12。（1）力学观点主要是临界应力和临界应变观点理论该观点认为钢从液态转变为固态并至室温的过程，由于体积变化、组织结构变化、相变化、晶内晶界析出的产生等原因，随温度的变

23、化钢在各个阶段的力学性能有很大的不同和变化，通常钢在6001500范围内存在一个脆性区间如图2.6所示13。图2.6钢的高温性能变化区为熔点脆化区。该区内刚的脆性和塑性都很低。区是温度在10001300。该区钢的强度和塑性增加到最大值，是钢的热加工区。但是该区容易使过饱和的S、O低熔点物沿奥氏体晶界析出，从而导致延性下降，引起脆裂。区是温度700900（相当于相转变），由于相变变化和中间相的析出，容易产生晶界二次脆化。而铸坯产生裂纹的温度区间基本是在区间，并且接近 液相温度线，该处钢液出于刚刚开始凝固向完全凝固的；两相模糊区（TLTS区）。在该区以结晶的枝晶强度很低，约为13Nmm2，钢的延展

24、性也很差。在外力的作用下，一旦外部应力超过其临界强度或产生的应变超过其临界应变，就会产生枝晶间开裂。临界应力和应变力值决定铸坯的成分和凝固结构，也就是相与相的比例。全相凝固（C0.10%）时刚的强度和韧度较高，抗裂纹能力相对较高，而+两相凝固（C= 0.10%0.50%）和相凝固（C0.50%）韧性和强度相对较低，裂纹敏性感增加。一般认为+两相凝固（C=0.10%0.50%）钢其临界应变=0.11.0%。另根据许多学者试验研究和工业研究认为：铸坯中间裂纹主要在铸坯凝固的结晶前沿产生。即钢水完全凝固的固相线温度TS和完全熔化的液相线温度TL之间。如图2-7所示的ZDT和ZST之间。ZDT是零韧性

25、温度，ZST是零强度温度。ZDT接近固相线温度TS固相率fs接近1.0。ZST是二次枝晶已相连，但又没形成强度之前，此时固相率fs在0.60.9。图2.6钢的凝固和高温性能的关系钢液从液态向固态转变的过程，也就是在固液两相区温度从高向地转变期间，固相率fs从0向1升高，两相区从里向外过渡，当fs达到0.60.9时，钢的强度接近零，随着温度继续降低，钢的强度上升，抵抗变形的能力增强。当钢接近全部凝固时，即fs1.0时，钢的韧性仍为零，钢仍处于脆裂区。之后随温度继续下降，延性才开始上升。因此在ZST和ZDT之间是钢发生脆裂的区域。这个区域越小，产生的晶界脆裂的程度就越小，裂纹也越短。而固液两相区越

26、短，脆裂区也就越小，产生裂纹的可能性就会降低。（2）冶金学观点主要是晶界脆化理论；柱状晶区“切口效应”；硫化物脆性；质点沉淀理论。1）晶界脆化理论指出：在凝固前沿大约液相分率为10%时，富集溶质的液体薄膜包围晶枝、降低了固相线附近钢的延展性和强度，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。2）柱状晶区“切口效应”。凝固前沿柱状晶生长根部，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。这是凝固坯壳产生裂纹的原因。4）质点沉淀理论。铸坯在冷却过程中，AlN、Nb(CN)等质点在奥氏体晶界沉淀，增加了晶

27、界脆性，加强了裂纹的敏感性。这是铸坯产生裂纹的重要原因。图2.8 晶体界脆裂示意图(a)晶界沉淀(如AlN、Nb(CN)、(Fe、Mn)S、O等)(b)晶界滑移形成空洞(c)晶界铁素体形成(d)晶界空洞聚合从铸坯裂纹形成的过程看， 铸坯裂纹的形成是传热、传质和应力相互作用的结果。带液芯的高温铸坯在铸机内运行过程中，各种力的作用是产生裂纹的外因，而钢对裂纹的敏感性及高温力学性能是内部裂纹的内因，决定着高温下坯壳所能承受的临界应变力的大小。铸坯凝固过程中，一方面，凝固前沿的柱状晶间由于P、S等元素的偏析而形成低熔点的液相薄膜，使凝固前沿抵抗拉应力的能力大大减弱；另一方面，铸坯运行过程中，凝固前沿受

28、到各种拉应力的作用，当作用于凝固前沿的拉应力超过某一临界值时，凝固前沿就沿柱状晶开裂，形成内部裂纹。因此铸坯是否产生裂纹决定于钢的高温力学性能、凝固冶金行为和铸机设备运行状态14。2.3.2 内部裂纹的主要影响因素从各项资料表明看来，铸坯内部开裂是两个方面17：一是因钢的自身特点造成的（高温脆性）；二是浇铸过程中外部因素（各种力、设备运行状态以及铸坯凝固行为）影响的结果。对于一个固定的钢种，其高温力学性能基本确定，并且对任何由液态向固态转变的钢种均存在高温脆性问题。但是在实践过程中发现，在某些外部条件下浇铸的钢，内部质量非常好，没有裂纹发生，而在另一些外部条件下浇铸的钢，会产生内部裂纹缺陷。由

29、此可见外部因素是导致铸坯产生内部裂纹的直接原因。在外部因素中最主要的因素有铸坯凝固过程中的鼓肚，凝固行为（结晶结构、偏析、夹杂物等）和铸机运行状态（辊子开口度、对中情况等）。下面分别对它们的影响程度和过程介绍一下。（1）铸坯受力和发生应变对内部开裂的影响铸坯在凝固过程中主要受到因外部冷却形成的温度梯度造成的热应力、弯曲矫直时产生的矫直力以及铸坯回温鼓肚变形影响。根据上述资料介绍，在以上的受力中。热应力形成的应变力小于0.1%，通常不予计算考虑。矫直应变力约占鼓肚应变力的15%20%，它对开裂的影响在铸机的设计中进行了充分考虑影响最大的也是开裂的主要因素是鼓肚应变和不对中应变。铸坯鼓肚和受力产生

30、内裂的情况见图2.9、2.10所示。图2.9铸坯鼓肚变形示意图图2.10铸坯内裂产生区域根据以上理论分析我们可以得出：当B+S+M临界，铸坯就会产生裂纹。式中：B为鼓肚应变 S为矫直应变 M为辊子不对中应变通过计算分析可以看出当鼓肚应变力、矫直应变力和辊子不对中应变力三力之和大于其铸坯临界应力是就会产生裂纹。由此可见在某一特定的铸机上浇铸某特定的钢种影响鼓肚应变力的因素有凝固坯壳的厚度S、铸机拉速VC、辊间距、铸坯液心长度（影响静压力P）以及二冷支撑辊缝的变化等。影响铸坯坯壳厚度的主要因素是冷却水量、拉速、钢水过热度。水量不足，拉速提高，铸坯液心长度增加，铸坯表面温度上升，坯壳厚度变薄。拉速稳

31、定，增加水量则其结果正好相反，钢水过热度对坯壳表面温度影响不显著。（2）铸坯凝固冶金行为对开裂的影响铸坯凝固过程中形成的柱状晶和等轴晶结构、对铸坯的高温强度特性和受力应变情况产生一定程度的影响。在柱状晶区，一方面由于S、P的偏析，使铸坯的脆性升高，裂纹敏感性增强，另一方面由于柱状晶区的“切口效应”、应力集中，从而在柱状晶根部成为裂纹源。因此抑制柱状晶，发展等轴晶是降低产生内部裂纹的一种方法。因此可以得出过热度越低，等轴晶率越高。等轴晶率越高，S、P的偏析度越小。偏析度越小，刚的力学性能越高，铸坯内部质量就越好。另外由于钢水在凝固过程中，各种外部应力和内部应力作用在凝固前沿( 固液交接面)，当综

32、合应力超过该钢种固液交接面的临界强度时，坯壳就产生裂纹并向固相扩展，由于钢液已成半凝固态或固态，使钢水无法补充，故裂纹得以在铸坯内形成15，16。（3）设备因素对开裂的影响18，19连铸设备精度是内部裂纹产生的主要原因之一。相对方坯来说连铸板坯对设备精度要求更加严格，铸机不同部位开口度异常引起不同内部裂纹的产生，因此，从某种程度上可以说，在一般正常工艺条件下，设备精度不能够满足要求是内部裂纹产生的根源，一旦出现开口度、弧度异常，很难避免铸坯缺陷的发生。1）铸机开口度、弧度由于钢水静压力的作用，从坯壳在结晶器形成，一直到铸坯完全凝固的整个过程，坯壳始终存在鼓肚倾向，同时，随着钢水的凝固及坯壳温度

33、的降低，铸坯凝固过程有一定的收缩倾向。铸机开口度、弧度满足不了精度要求， 就会使坯壳受到较大的挤压作用，从而导致内部裂纹的产生。实际生产中发现:二冷段、扇形段开口度和弧度精度对三角区裂纹影响较大；中心裂纹的产生一般都发生在凝固末端异常的情况下；中间裂纹主要是在坯壳到径向力较大的情况下产生，如传动辊压力偏大，局部冷却极不均匀，精度不高等都会造成中间裂纹的产生。2) 液压压力铸机开口度( 扇形段及以下)是由各部位的油缸压力来保证的，其中拉矫机压力包括整组夹紧压力与传动辊压力。夹紧压力太小，就会失去夹辊对铸坯的良好夹持，不能保证开口度；夹紧压力太大，则使铸坯受到的挤压力增大，导致拉坯摩擦力增大，同时

34、，由于系统压力增大容易导致液压系统发生喷油等事故。传动辊主要承担着向前拉坯的传动作用，其压力要达到所要求的传动力，但不能太高。因为拉钢过程传动辊的开口度相对较小，传动辊压力太大，会使铸坯径向挤压力太大而产生中间裂纹。（4） 工艺操作因素对开裂因素的影响由于内部裂纹产生的间断性，工艺操作条件因素对内部裂纹产生的影响则不稳定，而且影响因素更为复杂，往往是多种因素综合影响，造成内部裂纹的出现，特别是设备存在异常时，工艺的不稳定影响就更加明显。1)浇注温度钢水过热度高，钢的收缩量较大，在相同的冷却强度及拉速下，坯壳更薄，高温力学强度相对降低；钢水过热度高还会引起柱状晶发达，同时，钢中气体含量、夹杂物含

35、量相应增加，内部裂纹产生几率增加。2)二次冷却二次冷却强度必须合理，过大，会引起柱状晶粗大；过小，又会因坯壳太薄而易鼓肚，同时，冷却过慢会产生偏析，最终产生内部裂纹。冷却水必须均匀且分布合理，否则，会引起局部冷却过强或回温过大，都会产生内部裂纹。3)拉速拉速波动引起坯壳厚度、凝固末端、坯壳组织构成及高温力学强度的变化， 波动太频繁时，可能引起凝固末端“搭桥”现象的出现，从而形成内部裂纹。拉速过高，坯壳太薄，鼓肚倾向增大，铸坯高温力学强度降低，内部裂纹产生几率加大。（5）钢水成分的影响其主要表现在钢中S和C以及钢水温度三个方面根据统计钢水温度并不是导致中间裂纹的主要因素，而S、C对中间裂纹的影响

36、较大，C的范围在0.5%0.22 %以Q235钢来看，出现中间裂纹的概率C0.15 %时比C0.03%时的钢出现中间裂纹的概率比S0.03 %的达23倍。钢中S易形成低熔点的FeS，分布在晶界，引起晶间脆性，产生内部裂纹，而足够的Mn存在，可与S结合生成MnS，以棒状形式分散在奥氏体基体中，不易形成裂纹，因此，应提高m(Mn)/m(S)；P是裂纹敏感性元素，P含量的增加会显著增加P在枝晶间的富集，枝晶间的偏析增加，容易产生内部裂纹。当w(C)为0.18%0.20%时，内部裂纹更为严重，而且发生率也高，这是因为随着碳含量的增加，树枝状晶的显微偏析较大，且相到相的相变所造成的收缩达到最大，高温力学

37、强度、延性较低，因而对裂纹的敏感性最大。2.4 三角区裂纹的形成机理及影响因素2.4.1 三角区裂纹的形成机理（1）三角区裂纹产生的机理出结晶器不久的铸坯，在离铸坯侧面150mm 的三角区内，刚凝固或内部末全凝固的铸坯，高温强度差，受到侧面强烈冷却所产生的热应力，以及侧导辊位置不当或积渣产生的机械应力，铸坯弧面冷却不良导致的鼓肚力和热应力、铸坯弧面支撑和夹持不良导致机械应力，这些应力或其总应力超过了钢坯高温强度时，就会产生裂纹。三角区内某一处或几处的应力超过钢坯的高温强度时，都可导致三角区裂纹的产生20。2.4.2 三角区裂纹的影响因素 三角区裂纹是板坯最经常发生的一种内部缺陷，它的形成因素比

38、较多，一般有如下几项：二次冷却不良；钢种化学成分，C含量在包晶钢范围，S、P偏高；铸机状况；工艺操作的影响。2.4.2.1 二次冷却的影响大量资料表明，二次冷却不良是产生三角区裂纹的主要影响因素。铸坯侧面受到强冷，弧面冷却不良，若铸坯回温的温度过高即可导致三角区裂纹产生。观察铸坯侧面凹陷和裂纹形成位置，三角区裂纹形成的主要原因是足辊和零段冷却段内铸坯冷却不良造成的，宽、窄面冷却水不匹配。产生三角区裂纹的铸坯窄面过冷，引起铸坯侧面收缩，出现凹陷，正是这种窄面凹陷，在三角区弧面铸坯受拉应力，加剧了窄面柱状晶晶界的撕裂，形成三角区裂纹或使三角区裂纹扩大，铸坯受力示意图如图2.11所示。图2.11铸坯

39、受力示意图（1）二冷喷嘴喷嘴布置是否得当，将影响到三角区部位的冷却效果。喷嘴布置的原则是使水流在铸坯表面分布均匀，由于铸坯角部是二维传热，传热速度快，所以角部的水流密度应比中心部位小。水喷嘴使用一段时间后，多数喷嘴出口就变形，孔径变大，雾化效果变差，冷却能力下降，致三角区局部区域冷却不良。水中的悬浮物、锈斑时常堵塞喷嘴，若侧面单侧喷嘴堵塞则导致一边水冷过强，铸坯向内凹陷。这些不良情况均是导致三角区裂纹产生的重要因素。（2）二冷侧面供水及水质的影响侧面喷水量对三角区裂纹有较大影响，在铸坯三角区裂纹严重时，减弱侧面冷却，可以使之减轻或消失，故侧水量只要保证冷却而不漏钢就行了。同时侧面喷嘴的喷水不能

40、只集中在铸坯侧面的中部，而要全幅盖满侧面，以利于减少侧面凹陷机率，减少三角区裂纹。图2.12“0”段弧面水量与三角区裂纹比率的关系图2.13“0”段侧面水量对三角区裂纹的影响二冷水状况对铸坯质量十分敏感，必须保证铸坯冷却水量和均匀冷却。二冷水水质较差，水嘴易堵塞，使得二冷区铸坯冷却不均，铸坯横向、纵向及内、外弧之间的温度不一致，坯壳上产生热应力和相变应力过大而易产生裂纹。2.4.2.2 钢中化学成分的影响钢水质量的好坏，对三角区裂纹的产生有明显的影响。如当前浇铸的钢种主要是Q235B，该钢种碳含量大多在0.120.2之间，使得该类钢种抗裂纹敏感性较弱，容易产生组织应力，如果铸机状况和铸坯冷却不

41、良或P、S含量稍高，易产生三角区裂纹。北科大研究了S含量对三角区裂纹的影响规律。图2-12为三角区裂纹与钢水中S含量的关系。其中，铸坯的尺寸230mm(13001550)mm，拉速为1.30mmin，过热度为30。可见，随着S含量的增加，裂纹的比重明显增加，当S0.015时，三角区裂纹的级数均在1.0级以下；S为0.018，0.020和0.022时，1.0级以下裂纹比例分别为95，80和50，1.5级裂纹比例分别为5，20和50；当S为0.025时，1.5级以上裂纹比例为70，其中钢水中的 S含量与三角区裂纹的关系如下图2.14所示。图2.14三角区裂纹与钢水中S含量的关系Hiromu.Fuj

42、ii对不同C含量的连铸坯的内部裂纹进行了统计，结果见图2.15。可见，当C0.15时，内部裂纹的发生几率急剧上升到在40以上。鉴于此，在生产该铸坯时，C含量应该按照控制范围的下限来控制，即控制为0.13。其关系如下图2.15所示。图2.15内部三角区裂纹与C含量的关系2.4.2.3 过热度设备及工艺操作对裂纹的影响（1）过热度的影响由于转炉出钢温度控制不稳，转炉-连铸生产节奏快，板坯拉速控制在1.2 m/min1.25 m/min，常造成中间包钢包过热度偏高，钢中气体、夹杂也高，铸坯收缩量大，在相同冷却强度时坯壳薄、高温力学强度低，铸坯容易出现裂纹。（2）设备及工艺操作的影响铸机状况是指铸机在

43、线位置的对弧、对中及夹辊开口度所处的状态。一台工作良好的铸机应是夹辊不变形，开口度准确、始终保持良好的对中(或对弧)状况。对于扳坯连铸机来说，铸坯最易出现鼓肚现象，如果缺乏良好的对弧、对中，夹辊由于长时间的使用磨损、弯曲等，不能保证开口度或开口度出现异常，尤其对凝固末端位置的夹辊，就会出现异常鼓肚或异常矫直压下的作用而产生裂纹。在实际生产中，由于种种原因拉速被迫随时调整，而二冷配水是随拉速变化而自动变化的，因此也随之多次变化。但增、减拉速后随之改变的二冷配水和原拉速是不匹配的，或偏大或偏小；多次变化拉速还使得包括初生坯壳在内的铸坯不能保证在一冷、二冷均匀冷却，相邻铸坯上、下部温度梯度大而应力大

44、，尤其是角部和窄面，造成铸坯窄面在同一浇次甚至同一炉内断续出现凹陷，并伴随三角区裂纹出现7，14，21。2.5 中心裂纹的形成机理及影响因素2.5.1 中心裂纹的形成机理铸坯裂纹的形成是一个非常复杂的过程。是传热、传质和应力的相互作用结果。带液芯的高温铸坯在连铸机内运行过程中，各种力的作用是产生裂纹的外因，而钢对裂纹敏感性是产生裂纹的内因。铸坯是否产生裂纹决定于钢高温力学性能。钢的高温力学性能与铸坯裂纹有直接关系。铸坯凝固过程固- 液界面所承受的应力(如热应力、鼓肚力、矫直力等)和由此产生的塑性变形超过了所允许的高温强度和临界应变值，则形成树枝状晶间裂纹，柱状晶越发达，则越有利于裂纹的扩展。中

45、心线裂纹是内部裂纹的一种，它的形成是由于铸坯中心液相穴的凝固前沿受到拉应力和拉应变作用，当拉应力超过凝固前沿钢的强度或拉应变超过某一临界值时，凝固前沿就会沿柱状晶开裂，从而形成中心裂纹。中心裂纹具有如下两个主要特征：(1)中心裂纹多出现在柱状晶区，而且经常出现在晶界上，而在等轴晶区几乎不出现。(2)中心裂纹的产生通常伴随着严重的中心偏析线，其中S、P等元素含量较高，且有夹杂物富集。实际上中心裂纹的形成是连铸过程中力学因素和冶金性能综合作用的结果。产生的中心裂纹的内因是中心偏析，外因是各种外力的作用。铸坯中心偏析有两种形成机理:(1)“凝固桥”理论:铸坯凝固过程中凝固桥的形成阻止了液体的补缩，形

46、成中心缩孔和疏松，导致中心偏析。(2)鼓肚理论:铸坯凝固过程中坯壳的鼓胀造成树枝晶间富集溶质液体的流动，或者凝固末期由于铸坯收缩使凝固末端富集溶质液体流动，导致中心偏析11，22。2.5.2 中心裂纹的影响因素（1）连铸设备的影响中心裂纹的发生与板坯支承作用不足以及在铸坯宽面上形成的鼓肚有关，连铸机工作一段时间后，扇形段的弧度、开口度发生较大的变化，将会导致铸坯出现严重的鼓肚，势必造成中心裂纹的产生。连铸机扇形段精度不够(特别是扇形段的精度)致使辊缝超标。这也是造成中心裂纹的主要原因之一。因为辊缝超标易产生鼓肚，从而增加中心裂纹出现倾向。（2）浇注温度的影响在连铸板坯的生产过程中，钢水浇注温度

47、偏高或不稳定也是导致板坯中心裂纹产生的原因之一。在连铸过程中，如果钢水过热度偏高，板坯凝固前沿结晶形核的速度变低，甚至不能形核，凝固坯壳与中心钢液的温度梯度较大，板坯中容易形成柱状晶，而不容易形成等轴晶，从而使柱状晶区扩大，等轴晶区缩小。柱状晶区的扩大会加重板坯的中心偏析，如果再发生鼓肚现象，将促进板坯中心裂纹的产生。（3）钢中化学成分的影响及锰硫比的影响钢中硫含量是影响铸坯质量的主要因素之一。图2.16给出了钢中硫含量与裂纹指数之间的关系。图2.16钢中硫含量与中心裂纹的关系硫在钢中以FeS形式存在，钢中锰高时也有MnS存在，由Fe-FeS体系可以知道，在液态时两物质能无限互溶，而FeS在固态纯铁中溶解度仅为0.015%0.020%。钢液在凝固过程中，由于选分结晶的作用，在未凝固的钢液中逐渐浓聚，这种隔离于各枝晶间的钢液最后冷却时，就会析出FeS，它的熔点仅为1190，与铁形成共晶时熔点低（988，有的测定为985），并最后析集凝固在原生晶界上，形成连续或不连续的网状组织，破坏了钢的连续性。当富集的大量FeS的钢液最后凝固时，富集于晶界处的FeS夹杂会使晶粒边缘处呈脆性和熔融状态，由于凝固收缩而产生裂纹。磷也是裂纹敏感性元素之一，P含量增加将显著增加P在枝晶间的富集