炼钢 - 精炼 - 连铸流程连铸坯质量“零缺陷”控制 北京科技大学冶金与生态工程学院 蔡开科 孙彦辉

2013.9

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1 连铸坯质量概论2 连铸坯非金属夹杂物 3 连铸坯裂纹缺陷4 连铸坯内部缺陷5 结语

目 录

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可见的缺陷，在轧制板、管、带材上有可见或可探测到缺陷，如裂纹、夹杂、起皮等直接会影响成材率和成本；

检验标准所容许的残存缺陷，在制造过程中不可能完全消除，把残存在钢中的缺陷危害性减到最小；

隐藏的不可避免且不易检测的缺陷，如钢中夹杂物是不可能完全消除的，是影响产品质量的潜在危险。

1. 连铸坯质量概论 连铸坯缺陷的存在决定于生产流程原料、工艺、设备、控制管理、检验等。所谓产品缺陷原则上可分为：

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钢铁生产流程中实行零缺陷产品战略是一个系统工程，它决定于钢水的初炼、精炼、钢的凝固铸造（连铸）和钢的热加工（轧制）。从炼钢生产流程来看，生产零缺陷连铸坯，不仅为轧钢提供轧制高品质的成品（板、棒、管……），而且是实现炼钢生产流程连续化和热装、热送和直接轧制的前提条件。

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铸坯的洁净度：主要是钢中夹杂物类型、形貌、尺寸和分布。 铸坯表面缺陷：主要是指铸坯表面纵裂纹、横裂纹、网

状裂纹、夹渣、气泡等。缺陷严重者会造成废品，甚至会遗传到轧制产品。

铸坯内部缺陷：主要是指铸坯内部裂纹，中心疏松、缩孔、偏析等。缺陷严重者会影响轧制产品的力学性能和使用性能。

铸坯的形状缺陷。如鼓肚、脱方等。

高质量的连铸坯包含以下几个方面：

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从工艺流程来看 : 铸坯洁净度水平主要决定于钢水进入结晶器以前各工序。铸坯表面缺陷主要决定于钢水在结晶器凝固过程。铸坯内部缺陷主要决定于带液芯铸坯在二冷区扇形段的凝固过程。

从冶金传输观点，控制铸坯质量 ：

传输现象与应力应变行为对铸坯质量的影响

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高品质钢对连铸坯洁净度基本要求： 钢中夹杂物数量要少，钢中总氧要低，有的甚至要求 <10ppm ； 钢中夹杂物尺寸要细小，尤其是大于 50μm 夹杂物要少； 夹杂物类型要求塑性夹杂； 在钢中夹杂物呈弥散分布而避免成链状串簇状分布。

2.1 连铸坯夹杂物与产品缺陷 2. 连铸坯非金属夹杂物

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夹杂物对产品缺陷影响钢种 产品缺陷 引起缺陷夹杂物尺寸 缺陷部位夹杂物镀锡板 凸缘 60μm、 150μm CaO-Al2O3

ERW管材 UT、 US缺陷 150μm、 220μm CaO·Al2O3 ， Al2O3

镀锡板 分层 400μm、 500μm CaO·Al2O3 ·SiO2

深冲钢板 冲压裂纹 250μm 、 400μm Al2O3， CaO·Al2O3 ， CaO·Si

O2， Al2O3·Na2O

UBE管材 裂纹 200μm 、 220μm Al2O3， CaO·Al2O3

易拉罐 飞边裂纹 >50μm CaO·Al2O3， Al2O3

滚珠钢 疲劳裂纹 >15μm Al2O3， CaO·Al2O3

钢轨 断裂 单个 15μm，链状 200μmAl2O3， CaO·Al2O3·SiO2

钢帘线 拔断 15～ 20μm Al2O3， CaO·Al2O3·SiO2

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2.2 连铸坯夹杂物来源 铸坯中夹杂物的来源分为内生夹杂和外来夹杂物。铸坯中内生夹杂物 ( 主要是脱氧产物 ) 的特点： 溶解 [O]增加，脱氧产物增多 夹杂物尺寸细小，一般是小于 5μm 钢包精炼搅拌大部分夹杂物上浮到渣相（ >80%）

钢水温度降低有新的夹杂物析出（ <5μm ）

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铝镇静钢（ Al-K ）： Al2O3，CaO·Al2O3·SiO2 硅镇静钢（ Si-K ）：

MnO·SiO2，MnO·SiO2·Al2O3 钙处理 Al-K 钢：铝酸钙（ xCaO·yAl2O3） 钛处理 Al-K 钢： Al2O3， TiO2， TiN 镁处理 Al-K 钢：铝酸镁（ MgO·Al2O3）

连铸坯常见的内生夹杂物：

除氧化物夹杂外，还 CaS和MnS 夹杂及以 CaO·Al2O3为核心外围包有 MnS（ CaS ）的双相复合夹杂物等。

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夹杂物粒径大（ >50μm ）甚至几百 μm 组成复杂的氧化物系 来源广泛 在铸坯中成偶然性分布 对产品质量危害最大

铸坯中外来夹杂物主要是钢水与环境（空气、包衬、炉渣、水口等）作用下的二次氧化产物，其特点：

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钢中夹杂物按来源分为：1)没有上浮的脱氧产物； 如 Al-K钢，为 Al2O3、 Al2O3·MgO，

　 Si-K钢为 MnO·SiO2，

　　钙处理钢 CaO·Al2O3、 CaO-Al2O3-X，钛处理钢为 Al2O3、 TiO2、 TiN 　。

2)浇注过程中生成的二次氧化产物； 夹杂物中含弱脱氧元素 (Mn、 Si) 较多， Al2O3较少。 3)凝固过程中形成夹杂物。4)外来的复合的氧化物夹杂。

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2.3 连铸坯夹杂物分布特征减少夹杂物积聚的措施： 加大弧形半径R ，减小捕捉面，但加大投资； 采用精炼减少钢水中的夹杂物； 采用带有 2.5～ 3m直立段所谓立弯式铸机，避免夹杂物集聚。此类铸机有了很大的发展。

(1) 铸坯厚度 1/4处有夹杂物集聚

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(2) 铸坯表层 2 ～ 20mm 夹杂物集聚

铸坯表层 2mm和 10mm 夹杂物较高，这是与结晶器 SEN 的流场运动有关 。

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　　1　结晶器 2　保护渣 3　结壳 4　注流 5　凝固壳结晶器卷渣机构示意图

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1： Fe 100% 2： CaO 14.76%， Al2O3 77.04，Na2O 0.97，MgO 4.01%， CaS 1.06%，MnS 1.08%（ b）皮下 7mm CSP 薄板坯皮下夹杂物组成

CSP薄板坯中夹杂物与冷轧板表面缺陷的关系

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(3) 铸坯中偶然性分布夹杂物 浇注过程中冲棒操作把堵塞物冲入液相穴

在线硫印夹杂物在板坯厚度方向统计结果

名称 Al2O3 SiO2 S FeO Na2O ZrO2

堵塞物 92.26 3.65 0.03 3.54 0.16 0.62

夹杂物 90.93 2.24 0.74 3.92 0 0.38

堵塞物与夹杂物成分比较（ % ）

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浇注过程中下渣、卷渣现象 浇注过程中钢包渣、中包渣、结晶器

渣会以渣滴形式卷入钢水中，卷入渣滴氧势高 (FeO、MnO、 SiO2) 。一方面与钢水中合金元素发生二次氧化生成夹杂物；另外渣滴也会在钢中生成大颗粒夹杂物。

在某厂 BOF-LF-CC 生产流程中，为了跟踪铸坯中夹杂物来源，进行了示踪试验。 见右图。

非稳态浇注时钢包下渣、中间包和结晶器卷渣

20

0 20 40 60 80 100 1200.0

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

二次浇 注

一次浇 注

SrO

/%

/min浇 注时间

结晶器渣中 Ce2O 和 SrO含量变化

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铸坯中统计 100个夹杂物， 70%夹杂物含有示踪元素，夹杂物示踪元素平均含量： Ce2O： 0.14% SrO： 0.156% ZrO2：0.25% La2O3： 0.41% Na2O+K2O： 1.64%。

为什么铸坯中夹杂含有示踪元素？主要是由于：（ 1 ）钢包下渣

0

50

100

150

200

250

13:5

9:00

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2:40

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22:4

4:40

t大包重，

12t 22. 516t17. 5t 15. 5t

2 - 3炉 6 - 7炉 炉3 - 4炉 11 - 12炉 炉8 - 9炉 炉

钢包停浇时钢渣重量变化在 12~22.5t之间，可能会造成钢包下渣

（ 2 ）中间包恒重操作

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20222426283032343638

13:5

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t中包重，

2 -3炉 炉 3 -4炉 炉 6 -7炉 炉 8 -9炉 炉 11 -12炉 炉

中间包液面波动在 15~28%

（ 3 ）结晶器卷渣

23 铸坯中大型夹杂物含 K、 Na 的比例越高，大型夹杂物的数量越高，说明结晶器卷渣越严重。

粗略计算指出铸坯中夹杂物各自贡献： 外来夹杂物 (下渣 + 卷渣 )： 41% 二次氧化： 39% 脱氧产物： 20% 由此可知钢包→中间包→结晶器过程中防止下渣卷渣是生产洁净钢非常重要的操作。

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(4) 铸坯中 Ar 气泡 + 夹杂物

伴随着大 Ar 气泡的小气泡和夹杂物 冷轧板表面的气泡缺陷

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连铸坯中夹杂物来源 ： 脱氧产物 (20%) 浇注过程二次氧化产物 (30%) 非稳态浇注的下渣卷渣所形成的外来夹杂物

(50%)

2.4 减少连铸坯夹杂物措施

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降低转炉终点溶解氧含量，这是产生夹杂物的源头。 控制脱氧产物生成，促进钢水中原生夹杂物的去除 ( 精炼、搅拌等 ) 。 防止浇注过程钢水二次氧化以免产生新的夹杂物 ( 保护浇注、碱性包衬等 ) ； 防止非稳态浇注对钢水的再污染，杜绝外来夹杂物形成。 在钢水传递过程中（钢包→中间包→结晶器）控制钢水流动形态促进夹杂物去除，进一步净化钢水 ( 中间包冶金、电磁搅拌、流动控制技术等 ) 。

炼钢 - 精炼 - 连铸生产流程中夹杂物控制技术：

(1)转炉终点钢中氧控制 炼铁是一个还原过程，高炉内加入还原剂 (C、 CO) 把铁矿石中的氧(Fe3O4、 Fe2O3) 脱除，使其成为含有C 、 Si、Mn、 S、 P 的生铁。

炼钢是一个氧化过程：把纯氧吹入转炉熔池，使 C、 Si、Mn、 P 氧化变成不同碳含量的钢液。

当转炉吹炼到终点，钢水中溶解了过多氧（溶解氧 [O] 或氧活度 a[o] ），出钢时在钢包内必须进行脱氧合金化，把 [O] 溶转变为氧化物夹杂（ [O] 夹杂）从钢液中排除。所以钢中总氧 T[O] 可表示为： T[O]= [O] 溶+ [O] 夹杂

出钢时钢水中 [O] 溶很高， [O] 夹杂→ 0， T[O]= [O] 溶。脱氧合金化后 [O] 夹杂很高，而 [O] 溶很低，故T[O]= [O] 夹杂。

一般用钢中总氧含量表示钢的洁净度（夹杂物量）水平。

因此，可以用钢中 T[O] 表示钢的洁净度，也就是夹杂物的水平。 T[O]越低则钢越“干净”。不同用途的钢，钢中 T[O] 所示要求的水平如下：

因此，对高质量的钢要把 T[O]降低到小于 20ppm的水平，这是炼钢生产全流程要解决的问题。

产品 T[O]， ppm汽车板 <20易拉罐 <20轮胎钢丝 <20滚珠钢 <10管线钢 <20

转炉冶炼终点 C-O关系

转炉冶炼是一个氧化过程。当吹炼到终点时，钢水 [O]与

[C]关系如图所示：

由图可知，当终点 [C]<0.08%时 I区： [C][O]=0.0027(炉龄<2500) ，接近于平衡； II 区： [C][O]=0.0031~0.0037(炉龄>2500) ，远离 C-O

平衡。 当 [C]=0.02~0.05%时：

顶吹氧气转炉终点 [O]=700~900ppm 转炉采用复吹终点 [O]=250~600ppm 转炉采用溅渣护炉，当炉龄大于 2500炉以后，终点

[O]=600~1400ppm 。 因此，转炉采用动态控制提高终点双命中率，减少后吹，强化复吹，尤其是处理溅渣护炉高炉龄与复吹的矛盾，是降低转炉终点氧含量的有效措施。这样可以节约铁合金消耗，更重要的是减少了钢中夹杂物生成量，提高了钢的洁净度，对于生产低碳或超低碳的冷轧产品是非常重要的。

转炉冶炼中高碳钢应该执行高拉碳操作，以降低转炉终点的氧含量，既可以少加脱氧剂，减少钢种夹杂物，也可以降低成本。

转炉冶炼终点碳氧关系图

钢的碳含量与钢水平均总氧含量关系如下：C% 0.05-0.2 0.2-0.45 0.45-0.6 0.6-0.8

平均 T[O],ppm 40 28 20 15

由以上可知，钢中由以上可知，钢中 CC 含量越高，含量越高， T[O]T[O] 含量越低，钢越干含量越低，钢越干净，这与转炉终点氧含量有密切关系。净，这与转炉终点氧含量有密切关系。

（ 2 ）脱氧控制 转炉吹炼终点溶解氧 [O] 溶很高，出钢时在钢包进行脱氧化合金化。脱氧就是把钢中的 [O] 溶转变为脱氧产物夹杂。要控制好所生成的脱氧产物组成形态和熔点，夹杂物易上浮、可浇性好，根据钢种，有以下几种脱氧模式：

控制合适的 Mn/Si比 (2.5~3.0)得到液相MnO•SiO2夹杂呈球形液态易上浮。

FeO-MnO-SiO2三元相图

（A）硅镇静钢(Si+Mn脱氧)

Mn/Si比与夹渣的关系Mn/Si 小于 2.5, 铸坯表面夹杂缺陷增加 ; 大于 2.5, 铸坯表面夹杂缺陷降低。

Al2O3饱和的脱氧产物的 Si/Mn 脱氧平衡

在一定温度下，与 [Si]相平衡的 [O]为 50~60ppm 。在结晶器钢水凝固时易生成 CO 气泡，产生铸坯的皮下气空缺陷。解决方法：在 LF炉造还原渣，扩散脱氧降低钢水的 [O] 含量。加少量的 AL 脱氧。

（ B ）硅锰 + 少量铝脱氧(Si+Mn+Al)

控制钢中酸溶铝 Als<0.006% 使其生成液相锰铝榴石（ 3MnO•Al2O3•2SiO2 ）呈液态，易上浮不堵水口。

MnO-SiO2- Al2O3相图

钢中 [Al]与 [O]关系

[Al]s<0.002% ，钢水脱氧不良，铸坯形成针孔； [Al]s>0.005% ，有单独 Al2O3 析出，可浇性差易堵水口；[Al]s=0.002-0.005% ，生成锰铝榴石，既不堵水口，铸坯又不产生皮下针孔，而夹杂物有良好的塑性。

（ C ）铝镇静钢 对于低碳低硅铝镇静

钢， Als=0.02~0.05% ，脱氧产物全部为 Al2O3 ，熔点高（ 2050℃ ），可浇性差，易堵水口。 Al2O3可塑性差，影响钢材性能和表面质量。为此采用重钙处理（ CaAl线、 CaFe线），使其生成 12CaO•7Al2O3有利于夹杂物上浮，改善钢水可浇性。 CaO－ Al2O3 － SiO2相图

对于低碳低硅铝镇静钢，钢中 [Al]s=0.02-0.04% ，则脱氧产物全部为 Al2O3。

Al2O3熔点高（ 2050 ℃ ），钢水中呈固态； 钢水可浇性差，堵水口； Al2O3可塑性差，不变形，影响钢材性能， 钙处理（喂 Al-Ca线或 Ca-Fe线）改变 Al2O3形态； 解决了可浇性，不堵水口； 夹杂物易上浮去除。

钙处理 时为使 Al2O3转变为液态的钙铝酸盐夹杂（ 12CaO · 7Al2O3 ）以防止水口堵塞，必须控制好：

钢液中合适的钙铝比（ Ca/Al=0.1～ 0.14 ） 也可用 TCa/TO 来监控 Al2O3夹杂物的变形程度。试验指出： TCa/TO>0.6 生成 C·A 和 12C·7A；

TCa/TO=0.7~1.2 ，基本生成 12C·7A ，钢水可浇性好。 必须控制较低的硫含量（ S ＜ 0.01% ）以免生成硫化钙。

低碳低硅铝镇静钢钙处理前后钢中夹杂物类型变化如图所示：

钙处理前后夹杂物 CaO-Al2O3-MgO相图

钙处理后钢水中夹杂物 CaO/ Al2O3比接近于 1 ，说明 Al2O3转变为液态的 12CaO · 7 Al2O3 ，故 CSP 连浇 18炉水口不堵塞。85. 7

8. 8

40. 8 41. 7

0102030405060708090

Al 2O3 CaO

%夹杂物中成分平均含量

喂钙前 喂钙后

钙处理前后夹杂物中 CaO 、 Al2O3 平均含量

（ D ）细晶粒钢 C-Mn 钢为细化晶粒用 Al 脱氧钢 (Als=0.01~0.02% ），主要为 Al2O3 夹杂。采用轻钙处理使其形成钙长石CaO• Al2O3 •2SiO2 (CaO -20~25% ， Al2O3 -37%，SiO2-44%) 或钙黄长石 2CaO• Al2O3 •2SiO2(CaO -40%，Al2O3 -37%， SiO2 -22%) ，夹杂物熔点低呈液态易上浮，可浇性好（如上图）。 对于管线钢钙处理除改变 Al2O3 成液态铝酸钙防止水口堵塞外，钙还可作为硫化物抑制剂，形成 Ca-Mn-S和 CaS 夹杂物。实验指出：对于超低硫钢（ S<10ppm ），为防止管线钢 HIC 裂纹，控制有效的硫化物形状使 MnS→CaS 和改变Al2O3 的形态，应使 Ca/S 大于 2.2 。

（ 3 ） 炉外精炼钢水氧控制 钢水脱氧生成夹杂物，炉外精炼目的是： （ A ）把夹杂物传输到渣 / 钢界面 钢水中夹杂物上浮主要决定熔池搅拌，促进夹杂物碰撞聚合长大 (5~200μm) 。采用办法是吹 Ar搅拌，真空循环。（ B ）渣相吸附夹杂物 它决定于渣 / 钢界面能和夹杂物溶解于渣相的能力。液相夹杂物完全溶解于渣相，而固体夹杂物在渣中有限溶解。这与渣相成分、温度和渣量有关。随着炉外精炼技术的发展，钢水中 T[O] 含量不断降低，夹杂物越来越少，钢水越来越干净，钢材性能不断改善。

1970~2000年钢中T[O]演变如图，由于引入炉外精炼，对于硅镇静钢T[O] 可达 15~20ppm ，对于铝镇静钢可达<10ppm[7] 。

1970～ 2000年钢中平均 T[O] 水平

RH 精炼过程中钢水中总氧 T[O]演变如图所示。 RH处理结束钢水 T[O] 可达 11pppm 。

RH处理过程钢水中总氧预测模型：

由上式可知， RH处理过程中钢水中总氧量与钢包内衬材质、钢包渣氧化性、 RH处理时间、 RH浸渍管直径、吹氩流量、钢水循环流量以及处理钢水量有关。

3 4 0.58491 1 23.998 10 [ ( / )]k D G Ln P P

1 10

1

1[ ] [2.38 0.0198(% % )] (1 ) [ ]k t k ttO FeO MnO e O ek

51

RH 处理过程钢中 [O]t变化曲线

14

12

14

10 10

13. 5

11. 4 11. 410. 8 10. 4

4

6

8

10

12

14

16

1 2 3 4 5炉号

[O]t

,ppm

实测值计算值

钢中 [O]t实测值与预测值对比

钢包精炼吹氩气搅拌时，增加钢水的搅拌强度，可以促进钢水中夹杂物聚合上浮，降低钢水中 T[O] 量，这已有很多报道。 搅拌强度增加，夹杂物上浮率增加，但搅拌强度过大则会有渣子卷入，反而会增加钢中夹杂物，所以应控制好合适吹氩气流量和压力。

LF 精炼钢水中总氧预测模型：

钢水搅拌强度与夹杂物去除率的关系

53

LF出站试样中发现的大颗粒夹杂物

LF平均总氧

50. 0

36. 3 32. 0 29. 0 25. 0 24. 7 21. 7 23. 3

0. 010. 020. 030. 040. 050. 060. 0

T[O]

,ppm

LF 精炼过程中平均钢中总氧含量变化

钢包吹氩气后，钢水中总氧 T[O]预测模型可表示为：

由上式可知，钢包精炼钢水中 T[O] 与搅拌强度、钢包容量、处理时间等有关。

炉外精炼（ RH或 LF ）脱氧合金化后，要使钢水夹杂物充分上浮决定于： 合理的吹氩模式，得到有效的循环流量； 控制钢包顶渣性能，渣钢表面能有效吸附夹杂物。钢包顶渣来源是：（ 1 ）转炉出钢下渣，（ 2 ）脱氧产物，（ 3）包衬耐火材料侵蚀，（ 4 ）出钢加入的渣料、改质剂，（ 5）上炉钢包留下的残渣。这样构成了一个复杂的氧化物渣系。对于这个渣系的基本要求是： 对脱氧产物有强的吸附能力； 渣子有低氧势，防止渣与合金化钢水发生二次氧化，生成夹杂物； 熔渣具有低熔点和良好的流动性。

钢种 炉号 MgO CaO/Al2O3 CaO/SiO2 FeO+MnO T[O],ppm Als/Al

A

4988 5.57 1.07 3.22 9.87 11 0.985

4985 5.22 1.58 3.55 5.01 12 1.000

4999 5.59 1.50 2.69 6.10 12 0.992

平均 5.46 1.38 3.15 7.00 11.7 0.992

B

22541 7.94 1.27 13.8 0.43 13 0.977

22542 7.33 1.25 7.31 0.41 16 0.977

22543 7.62 1.28 10.37 0.32 16 0.974

平均 7.63 1.27 9.71 0.39 15.0 0.976

C

27161 7.52 0.93 3.63 5.03 13 0.964

27162 5.06 0.85 3.57 6.97 10 0.965

27163 5.68 1.49 3.38 10.23 10 0.974

27164 6.78 1.05 3.27 7.09 8 1.000

平均 6.26 1.08 3.46 7.27 10.3 0.976

RH 精炼结束时渣成分对钢水洁净度影响如表所示：

由表可知：1.炉渣碱度 CaO/SiO2保持到 2.69～ 3.55，碱度较高，渣中 CaO易与上浮的 Al2O3生成钙铝酸盐（ xCaO·yAl2O3） ,渣子吸收 Al2O3增强；2.渣中 CaO/Al2O3比值，比值太高（ >3）炉渣粘度增强，流动性降低，影响渣子吸收夹杂物。渣中 CaO/Al2O3=1.07～ 1.58渣流动性强，不易结壳，渣吸收 Al2O3增加；3.渣中 FeO+MnO，渣中 FeO+MnO=5.01～ 9.87%， RH离站钢水T[O]=11～ 12ppm,也就是 RH处理过程中渣相不参与脱硫，渣中FeO+MnO保持在 5～ 10%的水平，钢水 T[O]可达到很低的水平，没必要再降低渣子氧化性。以上可说明渣碱度保持 3.27～ 3.63， CaO/Al2O3保持 0.85～ 1.49，

FeO+MnO保持 5.01～ 9.87%，能充分吸附上浮的 Al2O3夹杂，且使Als/Alt达到 0.99，使钢水 T[O]达到 10～ 12ppm是合适的。

（ 4 ）连铸过程钢水氧控制 炉外精炼后的钢水（ T[O]=10~30ppm ）

在连铸过程中一方面是防止干净钢水再污染，另一方面在钢水传递过程中，控制钢水在中间包和结晶器流动使夹杂物上浮到渣相进一步净化钢水。

1. 防止浇注过程下渣（钢包→中间包→结晶器）： 长水口下渣检测器。 换钢包时中间包采用恒重恒液位操作。

2. 防止空气二次氧化： 钢包→中间包保护浇注（△ [N]<3ppm ）。 中间包→结晶器保护浇注（△ [N]<1ppm ）。

防止干净钢水再污染措施：

水口自开比烧氧打开钢中T[O] 要低 10～15ppm ，因此提高钢包水口自开率是很重要的。

钢包水口开启方式与钢中 T[O]关系

3. 钢包自开率操作

4.长水口操作；

美国 Weirton　Steel试验指出： 操作 1：敞开浇注，板坯有 15m 过渡区的质量指数变坏，不能做镀锡板； 操作 2：长水口距中包液面 46cm开浇后插入钢水中，板坯质量指数有改善； 操作 3：长水口距中包钢液距离降为 25cm开浇，质量指数比敞开浇注降低了一半，但还不能用于 DTR制罐生产线上。 操作 4：钢包长水口浸入中包钢水面下 13cm开浇， DTR制罐线缺陷降低了 50% ，但仍有问题。发现板坯过渡区主要是 Al2O3 、铝酸盐 (CaO·Al2O3) 夹杂和细小渣粒。 操作 5：长水口浸入钢液并在长水口头部安装一个锥形破渣器开浇，阻止了中间包渣粘附长水口上，板坯过渡区缩短了一半， DTR生产线上质量指数达到 80% 以上，满足镀锡板要求。

5. 中间包吹 Ar操作 中间包开浇前采用吹 Ar操作，减少对头坯污染。生产实验指出：开浇前采用吹 Ar清扫中间包，开浇后 5～ 10min 与未吹 Ar相比，钢水中 [N]降低了 30～ 50% ，钢水 T[O]降低 48～ 70% 。就头坯洁净度而言，与未吹 Ar相比，采用吹 Ar操作，头坯中 T[O] 与拉速稳定时 T[O]相差了 30～ 60% ，而未吹 Ar T[O]相差率为 96% 以上，这样提高了头坯的洁净度水平。 6. 结晶器液面稳定性。 洁净器液面波动应控制在 ±3～ ±5mm,防止卷渣。7. 控制好非稳态浇注操作。

开浇前中间包吹 Ar操作以提高头坯的洁净度。 连浇换钢包时防止钢包下渣和中间包卷渣以提高连浇坯的洁净度。 浇注中间包剩余钢水防止漩涡下渣以提高尾坯的洁净度。

浇注过程中进一步净化钢水措施：1. 使用碱性耐火材料。 中间包包层使用镁质或镁钙质的耐火材料。2. 中间包使用碱性覆盖剂。 浇注含铝的钢，中间包覆盖剂的性质对钢水的二次氧化的影响如表所示： 中间包渣碱度对二次氧化影响钢号 R=CaO/SiO2

→大包 中包△ [Al]s降值%

大包→中包△ [Si]增值%

→大包 中包△ [N]ppm

新生成 Al2O3

kg/t

1 0.58 -0.03 +0.204 +1.6 0.562 0.50 -0.0229 +0.0129 +3.1 0.543 0.96 -0.0185 +0.0176 +2.5 0.354 *6.5 -0.0067 +0.0002 +4.1 0.126

*注： R=CaO+MgO/ SiO2

由表可知：1. →钢包 中间包吸氮△ [N]=1.6～ 4 ppm。吸氮△ [N1 ppm相当于吸氧 2.8

ppm。2.中包钢水△ [Al]s降低，△ [Si]升高，说明钢渣间存在 4[Al]

+3（ SiO2） =2（ Al2O3） +3[Si] 反应，新生成 Al2O3 夹杂为 0.30～

0.50 kg/t。3.中间包覆盖剂为碱性，钢水增硅仅 2ppm，说明阻止了上述反应的发生。

因此，浇铸含铝钢中间包必须采用碱性覆盖剂。

3. 中间包冶金（挡墙、坝、阻流器等）； 生产实验指出：中间包安控流装置冶金效果如表所示：

厂名 中包容量 t

T[O]降低率 %

MI减少率 %

MA减少率 %

A 40 15～ 26 20～ 50 40～ 70

B 60 28 — 71.5

C 16 16 40.8 37.7

D 40 25 8～ 23 64

注： MI ：微观夹杂 MA：大颗粒夹杂 中间包安档墙 + →坝，改善流动形态，从入口 出口，钢水中大颗粒夹杂去除 50%以上，钢中 T[O]和微观夹杂都有明显降低，使流入结晶器钢水更干净了。

4. 中间包电磁旋转装置

中间包电磁离心搅拌示意图

生产试验指出：在注流冲击区安电磁旋转装置可以把进入结晶器钢水T[O]降到 10ppm以下，大于 50微米的大颗粒夹杂明显降低，这样可以使冷轧板的表面缺陷大为减少。

5. 中间包安装钙质过滤器

钙质过滤器示意图

生产实验指出：中间包挡墙上安装钙质过滤器可以使 Al2O3 夹杂去除率达 85%，大颗粒夹杂物减少 64%。

6. 结晶器使用电磁搅拌 (M-EMS、EMBr、FC)

EMBr(平均值 )未用 EMBr(平均值 )

总氧 T[O]， ppm 19.2（ 14~28） 32（ 26~39）显微夹杂，个 /mm2 7.16 8.36

大型夹杂物mg/10kg 1.75 4.53

结晶器液面波动，mm ±4（ 7~9） ±7（ 13~15）保护渣中（ Al2O3），% 5.37 4.51

*原渣中 Al2O3为 3%

由表可知： CSP结晶器使用 EMBr后板坯中 T[O]降低 40%，大型夹杂物降低 60%，液面波动降低 40%，明显改善了钢洁净度。

生产实验指出：结晶器使用 EMBr效果如表所示 :

上述技术措施都已十分成熟，在生产上应用使钢中 T[O] 进一步降低，超低碳钢铸坯 T[O]降到小于 10ppm 的水平。

648

540

394

5810 10. 2 8. 8

0

100

200

300

400

500

600

700

转炉终点 RH到站 脱碳结束 加铝后 加硅后 中间包 板坯

O［ ］ppm

各工序钢中 T[O] 变化

在炼钢 - 精炼 - 连铸工艺流程生产洁净钢必须控制好以下几点：

（ a）降低转炉终点氧含量，这是产生夹杂物源 头。（ b）精炼要促进原生脱氧产物大量上浮。（ c）连铸要减轻或杜绝钢水二次氧化，防止新的夹杂物

生成。（ d）防止炉外精炼后干净钢水再污染。 把产生产品缺陷夹杂物消灭在钢水进结晶器之前。二次精炼和连铸操作是生产洁净钢关键。

3.1 连铸坯裂纹类型 :（ 1 ） 连铸坯表面裂纹◆ 纵裂纹◆ 横裂纹◆ 网状裂纹◆ 皮下针孔

1 －表面纵裂纹； 2 －表面横裂纹； 3 －网状裂纹； 4 －角部横裂纹； 5 －边部纵裂纹； 6 －表面夹渣； 7 －皮下针孔； 8 深振痕

铸坯表面缺陷示意图

3. 连铸坯裂纹缺陷

（ 2 ） 铸坯内部裂纹 ◆ 中间裂纹◆ 矫直裂纹◆ 角部裂纹◆ 中心线裂纹◆ 三角区裂纹图 ◆ 皮下裂纹 1－ 2 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

内部裂纹是带液芯的坯壳在二冷区凝固过程中在固液交界面产生的。它会影响中厚板的力学性能和使用性能

76

带液芯的高温铸坯在连铸机运行过程中是否产生裂纹主要决定于：

凝固壳所承受的外力作用 钢高温力学性能 铸坯凝固冶金行为 铸机热工作状态

3.2 为什么会产生裂纹？

77

（ 1 ）铸坯凝固过程外力作用 钢水浇入结晶器形成带液芯初生坯壳到凝固终点，铸坯运行过程

中沿液相穴长度所承受力： 结晶器与坯壳的摩擦力 钢水静压力产生的鼓肚 铸坯温度梯度产生的热应力 铸坯弯曲和矫直时所受的机械力 支承辊不对中产生的附加应力 铸坯温度变化产生的相变应力

79

人们应用弹性理论、弹塑性理论，采用有限元法对凝固坯壳的受力和变形进行了模拟研究。理论和生产经验指出：当高温坯壳所承受的应变 ε>1.3% ，就可产生表面裂纹。铸坯液相穴固液界面承受的应力σ>1~3N/mm2, 应变 ε>0.1～ 0.2% ，铸坯就会产生内裂纹。

80

（ 2 ） 钢的高温力学性能 钢从凝固温度冷却到 600℃ 其塑性变化可分

为： Ⅰ区凝固脆性区（ TL～ 1350℃ ） Ⅱ区高温塑性区（ 1350～ 1000℃ ） Ⅲ区低温脆性区（ 1000~600℃ ） Ⅰ区是连铸坯产生内裂纹的根源， Ⅲ 区是连铸坯产生表面裂纹的缘由。

高温塑性 R·A% 与温度的关系

82

从高温力学行为来看，铸坯内裂纹产生于零强度（ ZST ）和零塑性温度（ ZDT ）区间 。

83

从凝固观点看，由于溶质元素（ S 、 P）偏析作用，富溶质母液渗透树枝晶，形成了一层含硫化物薄膜包围树枝晶增加晶界脆性，降低了固相线温度附近的强度和塑性，当受外力作用时沿晶界产生裂纹扩展一直到能抵抗塑性变为止，形成在硫印图上可见的铸坯内裂纹。

以高温铸坯应变分析模型来说明铸坯内裂纹的产生：

（ 1 ） 鼓肚应变：

一般说来， ＝ 0.2～ 0.8% ，对于 Q235,230×1550mm ，由模型计算，沿液相穴长度凝固前沿鼓肚变形分布如下图。

tES

Pl

l

S

B

BB

3

4

2

32

1600

B

鼓肚应变沿铸流方向的分布

（ 2 ）矫直应变： 裂纹敏感钢： ＝ 0.2～ 0.4% 结构钢： ＝ 0.5% ，由模型计算的结果如图所示：

)11)(2

1001 RR

sd

ns

（＝

拉速、过热度对凝固前沿矫直应变的影响

s

s

（ 3 ） 辊子不对中应变： ＝ 0.5～ 1.5mm ， =0.2～ 0.4% ，由模型计算的结果如下图： m m

辊子不对中应变沿铸流方向的分布

2300

l

s mm

（ 4 ） 热应力应变：

如应变可以线性叠加，那么凝固前沿发生的总应变：

带液芯铸坯在连铸机内运行过程中受外力作用，产生的总应变 >ε 临，则产生裂纹。

％～ 2.01.0t

T

89

230×1550mm Q235 钢板坯，拉速为 1.0-1.2m/min ，由凝固模型和应变模型计算沿液相穴凝固前沿总应变如图所示。碳当量 Cp＝ 0.16，Mn/S=19.5， ε临=0.5%

90

由上图可知： 铸坯液相穴长度为 26.4m ； 凝固前沿临界应变 0.5% ； 凝固前沿总应变为 0.4-0.86% ； 弯月面下 1.5m 区域 (AB区 ) 相当凝固壳厚度

13～ 72mm 区可能产生裂纹。板坯硫印显示裂纹位置是 20-80mm 。模型预见与实际测量相近。

91

存在内部裂纹缺陷的铸坯硫印检验结果

防止铸坯内裂措施◆ 防止板坯鼓肚： － 钢水静压力 P，铸机高度升高， P增加； － 辊间距 l， l增加 ,呈四次方增加； － 凝固壳厚度 e ， e 增大 , 增加 . ◆ 拉速 v v增加 ,e 减少 Ts增加 , 增加。 ◆ 二冷水量 w w增加 ,e增大 ,Ts降低 , 减少。 ◆ 辊子弯曲磨损 ◆ 多节辊

3

4

ePl

＝

◆ 支承辊开口度对中◆ 收缩辊缝

◆ 多点矫直或连续矫直◆ 压缩浇铸 板坯内部裂纹是带液芯铸坯在连铸二冷区扇形支承区

产生的，因此稳定的浇铸工艺，长寿命维护精良的设备技术和均匀二次冷却技术是防止板坯产生内裂纹有效措施。

1)()()( 5

TTsT

防止铸坯内裂措施

94

Ⅲ区低温塑性区是铸坯产生表面裂纹。其原因是： γ→α相变在晶界优先析出 αFe ，晶界优先变形；

Q450NQR1, 825℃Q450NQR1, 875℃

奥氏体晶界有第二相质点析出（ AlN，Nb(C,N)… ）增加了晶界脆性。

95975℃下 Ti和 Ti-V复合析出形貌和 XEDS

0

50

100

150

200

250

700 750 800 850 900 950 1000 1050 1100 11500

10

20

30

40

50

60 尺寸

(nm)

粒子尺寸

温度 ( ℃)

数量

粒子数量

(/

个μm

2 )

连铸过程温度与粒子尺寸和数量的关系

T >900℃ ，析出物 的 数 量是 减 少 的 ， 析出物 的 尺 寸 是增大的，故 R · A%增加。因此，铸 坯 在弯曲、矫直 、 或受外力作用 ， 其温度保持在单相奥 氏 体 区（ >900℃ ）可防止表 面 裂纹。

97

生产实践表明，浇含 Nb、 V钢 (250×1800mm， 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℃ ，边部裂纹大为减轻。

98

（ 3 ）连铸工艺行为 避免或减少裂纹的连铸工艺行为 ： 稳定的拉速 低过热度浇注 降低杂质元素含量（ S 、 P 、 Cu、 Zn、 Sn

… ） 结晶器良好的保护渣性能 结晶器液面稳定性 结晶器坯壳均匀生长 合适二冷强度和铸坯表面温度分布

99

（ 4 ）铸机热工作状态 避免或减少铸坯裂纹的铸机热工作状态 ： 合适的结晶器锥度 合适的结晶器振动性能 动态二冷配水模型 扇形段支撑辊的准确对中 多点弯曲或矫直 连铸弯曲或矫直 防止支撑辊变形（多节辊） 连铸坯的表面和内部裂纹形状各异，产生的原因是极其复杂的，它与设备状况 、浇注工艺（拉速、冷却 和浇注温度） 和钢种等因素密切相关的。总的来说，铸坯表面裂纹决定结晶器钢水的凝固过程，而内部裂纹决定于带液芯的铸坯在二冷区的凝固过程。裂纹的解决途径要具体分析。

100

4. 连铸坯内部缺陷

内部缺陷包括： 中心疏松 中心缩孔 中心宏观偏析 V 形偏析（半宏观偏析）

4.1 铸坯内部缺陷概念 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。

101

这些缺陷会对轧制产品，尤其是对中厚板性能带来危害：

轧制对铸坯中心硫化物夹杂物延伸使横向性能变坏； 板材冲击韧性下降造成钢材断裂； 中心偏析易形成低温转变产物 ( 马氏体和硫化物 ) ，造

成管线钢氢致裂纹（ HIC ）； 高碳钢铸坯中心 C 、Mn 偏析会发生碳化物和马氏体沉淀，引起抗拔脆断；

铸坯中心疏松和偏析会引起钢轨呈“ S” 型断裂； 中心疏松缩孔偏析会使合金钢铸坯低倍检验不合格。

4.2 铸坯中心缺陷形成机理 由于冷却速率快和冷却不均匀性，铸坯柱状晶发达，有时会形成“穿晶”结构。由于液相穴长，钢水补缩不好或坯壳的变形，形成中心缩孔、疏松、偏析较重。铸坯柱状晶不对称性。对于弧形铸机，内弧面柱状晶发达，而外弧面柱状生长会受阻，因此裂纹长出现在内弧面。铸坯树枝晶较细。

要改善连铸坯中心缺陷以提高产品质量，首先要控制铸坯低倍结构，也就是凝固过程中抑制柱状晶生长，扩大铸坯中心等轴晶区。

铸坯低倍结构模型如下：“ 小钢锭” (Mini-ingot) 凝固模型

mini-ingot示意图

由于二冷区冷却的不均匀性导致柱状晶不均匀生长，在铸坯中心常出现每隔 5-10cm 有规则的“凝固桥”形成，并伴随有疏松缩孔和中心宏观偏析的宏观结构，叫” mini-ingot” 结构。如图 2-5 所示，它形成如下：

铸坯凝固中心流动模型

铸坯中心结构形成示意图

1.柱状晶生长2.自由等轴晶生长3. 等轴晶凝固4. 流动的两相区5. 在刚性的两相区钢水渗透6.通道形成7. 在中心成两边通道形成8.V 形偏析形成

105

降低有害夹杂元素含量（如 S 、 P 、 O ），提高钢纯净度水平； 控制铸坯低倍结构，抑制柱状晶扩大中心等轴轴晶； 浇注工艺优化，根据钢种钢水过热度、拉速和二冷强度这三个工艺参数优化使其铸坯中心缺陷最少； 连铸机设备。保持支撑导向辊对中，缩小辊间距，多节距，收缩辊缝等，防止铸坯在运行凝固过程中坯壳鼓肚； 外加控制技术。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，采用电磁搅拌（ EMS ）、轻压下（ Soft Reduction ）、凝固末端电磁搅拌等技术。

改善铸坯中心缺陷的技术措施 :

106

4.3 工艺优化是改善铸坯中心缺陷的基础

钢水过热度是控制铸坯中心等轴晶的关键操作。随低过热度升高，中心等轴晶区减小（如左图），中心偏析加重（如右图）。 1) 钢水“过热度”控制

从理论上说，当钢水过热度等于零或接近液相线温度凝固时铸坯中心等轴晶区可达 60% 以上，可消除中心疏松和偏析。

根据钢种中间包钢水过热度一般控制在 15～30℃ ，为了使进入结晶器钢水接近于液相线温度凝固，扩大等轴晶区，可采用以下技术： 结晶器加入微型冷却剂 水口HJN（Hollow Jet Nozzle ）技术 热交换水口

108

如某厂板坯 220×1600mm ，拉速为 1m/min，235B 钢水过热度 20～ 30℃ ，结晶器喂入钢带为 2.5～ 3.0Kg/t ，板坯中心等轴晶区为 60～80mm ，疏松评级为 0.5～ 1.0级，而未喂钢带等轴晶区为 20mm ，疏松评级为 1.5级。

结晶器加入微型冷却剂：

109

水口HJN（Hollow Jet Nozzle ）技术： 由 CRM和 Arcelormittal stainless steel 共同开发的HJN（Hollow Jet Nozzle ）法的原理如图

110

HJN 原理：把料仓中的铁粉或合金粉经过耐火材料制成的圆锥体喷入水口中心，而钢水沿水口内壁流动，水口内的喷射Ar 气和钢流紊流保证良好混合和合金粉的熔化。粉末的流速及时由 Ar压力表调节。其目的：

•较好的控制钢水过热度；•增加等轴晶区减少铁素体不锈钢 ropping 缺陷；•提高易氧化元素的收得率如 Ti ；•较好控制不锈钢中 Ti(CN) 尺寸分布；•减少含 Ti 不锈钢水口堵塞。 喷射粉末尺寸 100～ 200μm， TiFe粉含 Ti 70% ，残 Al

2.5% 。铁粉含 C<0.05% 。

111

在 板 坯 连 铸机试验 210× （ 1020 ～1325 ） mm ，拉速 0.8 ～ 1.0m/min ，钢水过热度25～ 45℃ ，喷粉速率 4 ～ 12kg/min， AISI 430 钢。其结果是：喷 TiFe 粉 6.5kg/min 钢 Ti=0.35%,Ti 收得率 95～ 100％（一般为 60％）， Ti 在板坯中均匀分布，避免了水口堵塞，不用 EMS 板坯等轴晶率达 100% 。

112

热交换水口技术原理图 过热度对中心偏析影响高过热度 28℃ 低过热度 7℃

C0 % 0.784 0.784

中心 Cmax 1.20 0.916 中心 C平均 0.967 0.80

渗碳体指数 >200 147

220×220mm 方坯，拉速 1.4～ 1.6m/min ，中包钢水过热度 15～ 25℃经热交换水口入结晶器过热度为 1～ 7℃ ，高碳钢（ C=0.8% ）铸坯中心偏析明显改善 。

热交换水口技术：

2) 拉速 拉速增加，铸坯中心偏析加重（如图）。 220×260mm4 流，拉速=0.65m/

min， ΔT=15±2℃ 为好。 150×150mm4 流，拉速。 =1.7~1.8m/

min 为宜 。 拉速对偏析影响

3 ）二冷强度 二冷配水由两种观点： 抑制住状晶生长：采用弱冷，大方坯比水量 0.3~0.7l/kg ，小方坯 1.6~1.8 l/kg 促进柱状晶生长：采用强冷， 150×150mm 小方坯比水量达到 2~3 l/kg 平均拉速为2.2~2.4m/min 。

ARBED和 CRM 开发高强冷二冷技术，使方坯中心基本致密（图5-4 ）。 220×220mm， C=0.80%采用强冷，轧成 Φ11mm线材，晶界渗碳体几乎消除。 大方坯出洁净器强冷冶金效果

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，并回归出以下方程： F ＝ 1.417－ 0.0552 ΔT－ 1.77 Vc2 + 1.928 δw

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 δw －比水量 l/kg 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。

116 EMS使用方式

根据搅拌器安装位置不同可分为结晶器电磁搅拌（M-EMS ），二冷区电磁搅拌（ S- EMS ），凝固末端电磁搅拌器（ F-EMS ）。搅拌方式有单一搅拌，也有组合搅拌（如 M-EMS+F-EMS ）。

4.3 电磁搅拌（ EMS ）

117

M-EMS作用 ： 加速过热度消除，增加铸坯中心等轴晶区，如过热度 20℃浇

300×400mm 方坯，用 M-EMS 等轴晶率 50～ 60％ 减少中心偏析：对于 C ＝ 0.8％，方坯中心碳偏析（ C/C0 ） : 无M-EMS 1.21 ，有 M-EMS 1.12 冲洗凝固前沿防止铸坯皮下夹杂。如 300×400mm 大方坯轧成 115×115mm 方坯表面条状裂纹指数，有 M-EMS为

0.5 ，无M-EMS 则为 3.5～ 1 减少铸坯皮下气孔。无M-EMS 皮下气孔 >20个 /m2 ，而有 EMS 则为 0.2个 /m2

加速夹杂物上浮提高了铸坯洁净度 加速钢水过热度消除有利提高拉速（ 0.2m/min ）

118

S-EMS作用 ： 在二冷区搅拌防止凝固桥形成减少中心疏松 打碎树枝晶增加中心等轴晶区，减少中心偏析 对于铁素体不锈钢和硅钢，使用 S-EMS 后板坯中心等轴晶

率达到 50% 以上，冷轧薄板的瓦楞状缺陷大大降低。 对于 C-Mn 钢，某厂立弯式铸机，浇注板坯（ 180～

250）×（ 1600～ 1800mm ），采用岳阳中科电气公司开发的高磁力搅拌辊，安装在二冷区，板坯中心等轴晶率达到 50%以上，中心偏析基本上小于 0.5级，板坯内部裂纹、中心疏松基本消除。

119

F-EMS作用 ： 分散凝固两相区溶质元素的聚集，减少中心偏析 改善中心凝固组织，减轻中心疏松 消除中心等轴晶滑移引起的 V 形偏析

要得到良好的效果，必须要解决好： F-EMS搅拌器的安装位置，一般认为 fs为 0.7-0.8 。 F-EMS搅拌器的功率足够大，使粘糊状的两相区能够搅动起来。稳定操作工艺。

120

82B 150×150mm 方坯使用 EMS 铸坯中心碳偏析（ C/C0） : 无M-EMS 1.21 ，有 M-EMS 1.12 ,（M+F） EMS 1.08

根据钢质量的不同要求，选择不同的 EMS搅拌方式。显然，合理选择 EMS功率， EMS安置位置，和优化搅拌参数是得到良好冶金效果的保证。

121

4.4 凝固末端轻压下（ Soft Reduction ）

轻压下技术始于 20世纪 80年代初，它是在板坯连铸机扇形段从上到下支撑辊采用收缩辊缝以防止板坯鼓肚而产生中心裂纹和中心偏析发展起来的。凝固末端轻压下技术主要应用在板坯和大方坯连铸机。而液芯压下技术（ Liquid Core Reduction ）主要用于薄板坯连铸连轧。

122

轻压下原理： 在铸坯液相穴凝固末端区域施加压力产生一定的压下

量使铸坯坯壳变形来补偿两相区凝固的收缩量。其目的是：

1 ）消除或减轻由凝固收缩产生的中心疏松和缩孔；2 ）坯壳的挤压破坏树枝间搭桥，把中心富集溶质的液体挤出，与周围液体混合，溶质重新分配，减轻中心偏析。

123

轻压下冶金效果： 减轻铸坯中心宏观偏析。 板坯中碳偏析比由1.26降到 1.05.降低中心宏观偏析面积。 提高了铸坯中心致密度。 轻压下使铸坯中心液体质量发生移动，挤出液体金属

（约5Kg/m ）使中心密度增加，中心疏松明显改善。 消除了板坯中心区域半宏观偏析面积。

124

轻压下模型：实现轻压下从软件上要建立4 个数学模型。 铸坯凝固传热数学模型以解决铸坯表面温度，凝固壳 厚度和液相穴长度； 凝固过程溶质偏析模型以解决轻压下位置； 坯壳应变模型以解决压下量； 压下力模型以解决施加力大小使其变形在允许范围内。

125

铸坯凝固传热模型： 由图可知在弯月面以下8.5m处过热度消失， 21m处凝固结束，也就是说两相区长度为 12.5m ，这就是轻压下区域。

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溶质偏析模型：

由图可知 fs=0.4～ 0.8 可视为轻压下区域

' '

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坯壳应变分析模型 ： 轻压下位置确定后，就应确定压下量。铸坯采用轻压下

应以固液界面所承受的变形 ε在允许范围内而不产生内裂纹为原则。

。

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确定压下量后，需要施加多大的力才能保证铸坯产生设定的压下量。根据实验支承辊施加力与压下量关系：

以上 4 个模型组合就构成了轻压下耦合软件模型，可为轻压下提供操作工艺模式

压下力模型 ：

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在炼钢—精炼—连铸工艺流程生产零缺陷连铸坯要控制好以下几个方面 ：(1) 铸坯的洁净度要控制好 降低转炉终点氧含量 ([O]溶 ) ，这是产生夹杂物的源头； 脱氧产物的形成和上浮去除； 浇注过程杜绝二次氧化，防止生成新的夹杂物； 防止钢水再污染。

5. 结语

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(2) 带液芯的铸坯在连铸机运行过程中受外力作用是铸坯产生表面裂纹的外因，而钢水高温力学行为是产生裂纹内因，连铸设备和工艺因素是产生裂纹的条件。对连铸机设备调整应符合钢凝固收缩规律，使其坯壳不受变形为原则。对工艺参数优化使其得到合理的铸坯结构。这样使连铸坯不产生裂纹或控制裂纹不足以造成废品所允许范围内。

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(3) 连铸坯中心疏松、缩孔和偏析是共生的。减轻或消除中心缺陷关键是提高铸坯中心致密度，也就是铸坯中心等轴晶率。在设备一定条件下，工艺优化（拉速、过热度、水量）的基础上，采用外加措施（ EMS、 SR…… ）是改善铸坯中心缺陷有效办法。

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