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连铸坯质量控制程士富
发布日期: 2020-11-10 03:29 发布人:斯里兰卡赌场 观注度:

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  连铸坯质量控制 沈阳东大冶金科技股份有限公司 程士富 * 1. 中厚板采用转炉——连铸直上工艺主要问题 转炉冶炼钢水实现低成本,必须采用直上工艺,并且P、S夹杂物以及连铸坯表面质量达到质量要求,轧材韧、塑性指标合格。这就对转炉工艺以及连铸设备工艺提出更高要求,这是炼钢、连铸必须解决的问题。 1.1 45钢中厚板采用转炉——连铸直上工艺的主要问题 铁水条件[P]≈0.16%~0.18%,以碳素结构钢45钢为例。人们担心的 问题: (1)不经过LF炉精炼,钢中夹杂物高,轧制后钢板韧性、塑性指标不易合格。 (2)浇铸过程中产生水口结瘤问题。 为解决上述问题,必须采取如下措施: (1)根据铁水条件,转炉必须采用双渣留渣操作,保证前期去P,为高拉碳创造条件。 (2)转炉冶炼高拉碳[C]≈0.12%~0.15%,可降低终点[O],及终渣FeO含量,提高钢水质量。 (3)采用严格挡渣措施(最好采用滑板挡渣)。 (4)采用复合脱氧剂或出钢渣洗措施,降低钢中夹杂物。 (5)保证钢包上连铸平台前软吹时间≥10min。 (6)采用中间包冶金措施。 (7)连铸机处于良好状态:连铸机对弧、接弧精度要求对中误差≤0.5mm,减少振动台偏摆,偏移量≤0.5mm。 实际效果: (1)试生产45钢钢板强度、韧性、塑性合格。 (2)铁水[P]高,但未能采用双渣留渣工艺,而采用多次拉碳后吹去[P]及提温,钢的流动性不好,有涨杆(结瘤)现象,多炉连浇有困难。 (3)由于多次拉碳后吹导致转炉终点[C]低,出钢时加入增碳剂多,虽然经过“爆吹”搅拌,但是仍然可能造成钢包[C]的分布不均匀,铸坯碳偏析严重。 (4)出钢时加入增碳剂约600kg/炉(出钢量145吨),要求增碳剂含H2O≤0.5%,实际含H2O≈0.45%。出钢时钢包中加增碳剂增[H]≈2ppm,作为南方夏季空气湿度大,有的炉次钢水[H]≈4~5ppm+2ppm≈6~7ppm。 (5)轧后板材(厚度40~60mm)在距边部30~60mm出现横向峰裂,在轧制板材(厚度90~120mm)无横向峰裂。 关于钢中[H]高对钢板产生横向峰裂的影响作如下计算可回答 上述问题。 * 1.2 板坯气泡理论计算及防止措施 连铸坯气泡的生成除由于碳氧化生成的CO外,钢中H、N溶解度降低产生的H2和N2也是导致生成气泡的条件。产生气体的总压力,即: PCO + PH2 + PN2 计算如下: 已知:钢的成分45K钢成分 (1)求PCO 按 [O]=10ppm计算:PCO =0.9374(atm) 按 [O]=5ppm计算:PCO=0.4689(atm) (2)求 PH2 当[H]=5ppm时,计算得PH2=0.56(atm) 当[H]=6ppm时,计算得PH2=0.81(atm) 当[H]=7ppm时,计算得PH2=1.106(atm) (3)求 PN2 当[N]=40.5ppm时,计算得出PN2=0.08142(atm) 当[N]=60ppm时,计算得出PN2=0.1787(atm) 即当[O]=10ppm、[H]=7ppm、[N]=40.5ppm P总=0.9347+1.106+0.08142=2.122(atm)>1.3(atm) 结论:产生气泡 若钢中[N]为40.5ppm,[O]变为5ppm、[H]变为6ppm, P总=0.4689+0.81+0.08142=1.36(atm)>1.3(atm) 结论:产生气泡 若钢中[N]变为60ppm,[O]变为5ppm、[H]变为5ppm, P总=0.4689+0.56+0.1787=1.2076(atm)<1.3(atm) 结论:不产生气泡 (4)连铸坯内[H]的分布(非45钢) 板坯缓冷脱[H]量和连铸坯内[H]的分布分布如图1、图2所示。 图1 板坯缓冷脱[H]量 图2 连铸坯内[H]的分布 根据图1和图2说明,铸坯中心部位[H]高,铸坯表面[H]低。 (5)结果分析: 1)产生气泡的原因由上述计算可知,主要是钢中[O]和[H],特别是钢 中[H]由于原子半径小,扩散快,是产生连铸坯气泡(针孔)重要因素, 为防止气泡产生,钢中[O]≤5ppm,[H] ≤5ppm,[N] ≤60ppm。(注[O]、 [H]均为结晶器内含量) 2) 防止气泡产生措施 a 加强钢水脱氧,保证钢中Si成分稳定,或适当控制AlS≈0.01%。 b 转炉冶炼过程,加入散状料及合金干燥,吹入氧气不含H2O,氧枪、烟 罩不漏水,新包或中、小修包一定烘烤好。 c 连铸中间包覆盖剂干燥,结晶器保护渣含H2O≤0.5%或更低,中间包衬开浇一定烘烤好。 d 对中高碳钢出钢加入增碳剂一定干燥或采取烘烤措施,含H2O≤0.3%,并且要高拉碳,减少增碳剂加入数量。 e 对铸坯采用缓冷措施,降低钢水含[H]量,可以消除由于氢高产生的气泡缺陷。 f 由于[H]在铸坯中分布如上图,铸坯中心部位含H高,铸坯表面部位含H低,所以铸坯轧制厚板(厚度≥90mm)不会产生裂纹。 2. 如何提高钢板探伤合格率 根据钢板探伤不合格相关资料和原因分析,以 及查阅产生探伤不合钢板的相关资料,对钢板探伤 不合的原因及改进措施如下。 2.1 钢板探伤不合原因 板坯的中心疏松、中心偏析严重,钢中[H]和夹杂物含量高,严重中心偏析在轧后钢板冷却工艺不合理,在热应力或组织应力作用下于偏析组织处产生大量微细裂纹。上述原因是导致钢板探伤不合的主要原因。 (1)板坯中心疏松、中心偏析对探伤不合格率影响 铸坯凝固时,由于选分结晶的原因,板坯中心必然存在不同程度的中心偏析,如果偏析严重,特别是含锰量高,在钢板偏析部位就会产生异常组织(如马氏体或贝氏体),并在异常组织上产生裂纹。当板坯中心疏松比较严重有空洞时,也会导致探伤不合。 另外轻压下模式的压下区间、压下量等参数不当;辊间距大或设备对中状态不好等成为产生偏析、疏松的主要因素。其它工艺因素中,如浇注温度过高、拉速高或波动大,二次冷却弱等也是重要因素。 (2)钢中[H]含量对探伤合格率影响 板坯中[H]含量较高,会导致板材中白点的产生。白点产生的原因是钢中[H]、夹杂物或偏析、疏松等共同作用的结果。 白点是含Cr、Ni、Mo、Nb等合金元素钢或高碳钢易出现的缺陷。白点的产生是由于钢中氢含量较高,钢的冷却速度过快,使氢不能充分逸出,集聚在钢的显微组织缺陷处,引起高的内应力,由于应力集中,往往造成白点缺陷。 冶炼中造渣材料潮湿,特别是合金材料及精炼造渣材料潮湿,另外中间包烘烤不好,覆盖剂潮湿对钢中氢含量也有影响。例如板坯开浇第一块坯发现含[H]比正常坯高0.7-0.8ppm,当加入潮湿材料时,钢中[H]可达5-8ppm。钢中氢含量高产生白点,并且与夹杂物、疏松、偏析共同作用使探伤合格率降低。 如果原材料过分潮湿时,钢中氢含量可达7-8ppm以上,同时LF精炼渣中氢含量也达到此含量,在RH真空处理时,钢中氢含量可降低到2ppm以下,但渣中氢传质慢不易脱出,渣中氢含量降低很少,所以在浇注过程中,渣中氢必然向钢中传质,造成钢中氢含量有所回升,甚至超标,造成白点缺陷,引起探伤缺陷。 例如: 某厂上一浇次生产后在料仓中剩余的石灰,相隔半个月后继续使用造成该炉次探伤不合。生产重轨

  的工厂也发现LF炉炉盖漏水,造成钢中[H]高,虽经过线ppm,但渣中[H]高,浇注时渣中[H]转入钢中,使钢中[H]有所回升,所以探伤仍有白点缺陷。 (3)铸坯夹杂物含量对探伤合格率影响 非金属夹杂物: a 是脱氧过程的产物及浇注和凝固过程中进行化学反应的产物,因未能及时上浮排除而滞留在钢中;钢水中各元素与氧、硫、氮的反应产物。这是钢中夹杂物主要来源,又称内在夹杂。一般颗粒比较细小,在钢中分布也比较均匀; b 是由于在冶炼出钢浇注过程中耐材炉渣等及二次氧化产物滞留在钢中造成的。在钢的轧制过程中.沿轧制方向被碾碎,变成点状缺陷弥散于钢板中。未被碾碎的,在钢中变成块状(团状)缺陷。 金属夹杂物: 由于钢包中的残钢、钢瘤落在结晶器模中或其它合金偶然进入钢中造成的,探伤表现为点密缺陷。 铸坯夹杂物特别是板坯内弧夹杂物聚集(板厚四分之一位置容易形成大颗粒夹杂),水口壁上粘附的材料掉落,精炼工艺没造好白渣,钢的纯净度不够,软吹时间短造成夹杂物上浮不够,中间包流场和结晶器流场不合理,不能充分发挥中间包及结晶器冶金功能,造成铸坯夹杂物含量高。 钙处理工艺不合理,造成钢中MnS变性不好及上浮效果不理想,硫化锰大量析出而形成大面积夹杂或形成条状大夹杂。喂Si-Ca工艺不当,如果Ca/Al比不合理,钙处理后,则钢中仍存在MnS或钙铝酸盐;软吹工艺控制不当,造成钙铝酸盐和CaS的大型夹杂物残留钢中。 钢中大型夹杂物单个尺寸较小,但是密集分布,判定探伤不合。个别炉次操作不稳定,造成钢中夹杂物含量高,也成为探伤不合的原因。 (4)轧钢工艺对探伤合格率的影响 钢板探伤不合还与轧制和冷却工艺有关。轧后钢板冷却工艺不合理,当冷却速度过快,在热应力或组织应力作用下,于钢板心部偏析组织处产生大量微细应力裂纹。单纯的偏析组织并不能造成探伤不合,当轧后钢板冷却速度过快,在偏析组织处形成马氏体或贝氏体组织,在热应力或组织应力作用下,在偏析组织内分布大量细小裂纹,造成探伤不合。 2.2 当前钢板探伤不合的主要原因 对于上述探伤不合原因中,由于对要求探伤钢种均进行真空处理,工艺处理相对稳定,[H]均小于2ppm,氢含量已不是探伤不合的原因。 钢坯动态轻压下工艺,设备运行稳定,铸坯低倍检验结果,铸坯低倍:中心偏析为C类0.5~1.0级,低倍合格,由此可见铸坯中心质量也不是探伤不合的主要原因。 目前不合的原因,主要是铸坯的夹杂物,主要原因为: (1)转炉为了脱磷、出钢温度偏低,到LF升温时间长,给LF精炼造白渣增加困难; (2)出钢时加石灰+预熔渣工艺未能充分利用,出钢过程石灰熔化不好,不能充分吸附夹杂物,对LF精炼造白渣不能提供有力条件。 (3)本厂炼钢冶炼周期长,连铸浇铸周期短,换包时易造成炼钢供应不及时形成连铸短时低液面或降低拉速操作,造成卷渣。 (4)连铸过程中,结晶器液面有偏流现象,造成卷渣。 (5)LF精炼炉造白渣不好,未达到白渣就出站现象也有,终点渣系不太合理,吸收夹杂物效果差。 根据上述问题,采取改进措施,已经基本解决。 3. 热轧板包晶钢连铸工艺 3.1 铸坯表面纵裂纹产生原因: (1) 钢水成分 a 钢中碳 钢水中[C]为0.08%~0.14%的亚包晶钢,表面纵裂纹发生率高。 b 钢中硫 钢水[S]>0.15%时,板坯纵裂纹增加。 c 钢中铜、砷 [Cu]和[As]含量增加时,板坯纵裂纹呈增加趋势,因此要求:[Cu]≤0.02%~0.03%,[As]<0.03%,(高级厚板[As]<0.015%)。 (2) 钢水温度 当钢水过热度△T≈15~30℃,纵裂纹指数最低。 (3)结晶器冷却 根据钢种凝固特点及铸机类型确定冷却强度。对于包晶钢采用弱冷却,结晶器进出水温差达到8~10℃。 (4)结晶器液面波动 结晶器液面自动控制,液面波动≤±3mm,是防止板坯纵裂纹产生的有效措施。 (5)二次冷却水量 喷嘴选型合理,喷嘴不堵,二冷水应采用动态自动控制,二冷系统冷却梯度分配合理,铸坯表面温度梯度均匀,铸坯矫直温度≥900~950℃。 (6)浸入式水口结构 浸入式水口结构及插入深度对结晶器流场及液面波动有重要影响,将直接影响结晶器内钢流分布,因此影响板坯坯壳的生长均匀性。 (7)结晶器保护渣 根据钢种要求,优选保护渣性能。常规板坯结晶器保护渣,液渣层厚度≈8~15mm,渣耗应0.5kg/吨左右。 (8)结晶器倒锥度 结晶器合适的倒锥度是防止板坯产生凹陷和纵裂纹的重要措施,浇注过程中防止锥度跑偏。并根据不同钢种凝固收缩特点选择合适的倒锥度。 (9)结晶器振动、二冷区铸坯的支撑和对中 结晶器振动偏移、二冷区扇形段对中误差大将会产生附加应力,增加纵裂纹产生的趋势。因此,结晶器振动偏移应≤0.5mm;二冷段对弧及各扇形段接弧误差≤0.5mm。 上述影响纵裂纹产生的因素中,许多因素要求必须做到的,在这9个因素中主要可调整因素是:结晶器倒锥度、结晶器冷却、结晶器保护渣和浸入式水口结构。而且这三个因素参数必须综合优化,才能满足生产要求。 为此,列举一个包晶钢连铸防止纵裂纹的实例进行说明。 3.2 板坯高拉速表面纵裂纹产生原因及解决措施 凌源钢厂由中冶连铸设计1台100吨转炉配双流板坯连铸,铸坯断面160×(500~750)mm,是国内首台。结晶器铜板长为1000mm,并采用了二冷动态配水,漏钢预报、液面自动控制,中间包连续测温等新技术。于2008年12月投产。 投产初期的3个月份,拉速为1.3~1.4m/min,表面纵裂纹较轻,为满足产能需要,连铸机必须与转炉冶炼周期匹配,拉速提高到1.7~1.9m/min时,浇注过程结晶器“翻花”严重,造成铸坯表面纵裂纹严重,将拉速降到1.6m/min,纵裂纹减少不明显,产生裂纹的钢种为Q215和Q235;生产品种钢和低碳钢时,均无表面纵裂纹。为此,组织厂内外技术人员进行攻关,经过采用工艺优化、设备严格对中,尤其是结晶器流场优化、保护渣性能优化措施后,使铸坯表面纵裂纹得到改善,满足了生产要求。 3.2.1 裂纹产生的原因分析 连铸拉坯速度提高,使弯月面处与结晶器之间的热流增加,如果结晶器冷却条件不适宜或保护渣流入不均匀,板坯宽面很容易产生纵裂纹。表面纵裂纹是由于板坯在结晶器内冷却不均,导致应力集中而发生的。影响铸坯表面纵裂纹的因素很多,从设备方面,扇形段的对弧、对中、结晶器安装和辊缝对中精度以及结晶器状态等对纵裂有影响;在工艺方面,如浇注温度、钢的成分、水口尺寸及插入深度、液面波动状况以及钢液在结晶器内的流动状况等,对铸坯表面纵裂纹都是有影响的。 1)工艺因素影响 a 碳含量的影响 根据2009年7月~8月统计,产生裂纹共194炉,其中含碳量0.08~0.16%的亚包晶钢180炉,裂纹支数567支,含碳量0.17~0.19%占14炉,裂纹支数23支,其含碳量与裂纹率关系如表1。 含碳量处于亚包晶范围是产生裂纹的重要因素。 含碳量与产生裂纹关系分布图,如图3。 图3含碳量与裂纹率关系分布图 在凌钢生产条件下,含碳量为0.13%时产生裂纹最高。 浇注含碳量0.08%~0.16%的钢种时,特别容易产生纵裂纹,这是由于钢水凝固时,产生δ+L→γ,由于

  包晶反应和相变相互作用,其坯壳收缩大,易造成坯壳热应力所致。 b 钢中[S]、Mn/S、浇注温度及结晶器冷却影响 一般认为降低硫含量,提高Mn/S比,降低浇注温度,降低结晶器水量结晶器弱冷等,有利于降低铸坯表面纵裂纹。为此采取如下措施: (1)成品硫≤0.025%,Mn/S≥20; (2)结晶器水量:宽面下调到100~105m3/h,窄面下调到20~22m3/h; (3)钢水过热度控制在15~20℃; (4)换水口要有预见性,提前进行拉速调整; (5)优化二冷水控制。 2)设备保证 连铸扇形段严格对中,结晶器安装等,保证精度要求。 采用上述措施后,虽有改善,但是表面裂纹发生率仍很高,说明发生表面裂纹还有其它的重要因素。 3.2.2 结晶器流场的影响 结晶器内钢液的流场好坏直接影响着铸坯表面质量。浸入式水口结构及其操作参数决定钢液在结晶器内的流动状态。 凌钢原来单流板坯连铸机,在2003年下半年提高拉速到1.5~1.8m/min,也曾发生过严重地板坯表面纵裂纹问题,最后确认是结晶器流场不合理,后经水模试验确定了合理的浸入式水口结构后,完全消除表面裂纹发生。 根据现有使用水口,连铸过程中,拉速高时,液面波动,并且结晶器液面有“翻花”现象,造成保护渣流入不均匀,由此认为浸入式水口结构不合理是铸坯表面产生纵裂纹重要原因。 为此,对浸入式水口结构进行优化试验。 1)浸入式水口结构设计 现有使用水口主要尺寸:中孔直径为Φ50mm,侧孔尺寸为50×34mm;新设计的浸入式水口结构,以老区单流铸机为基础(单流铸机结晶器浸入式水口已做了水模试验,应用效果好)。根据通钢量增加,侧孔尺寸按侧孔面积/中孔面积=2.65计算。最后确定浸入式水口结构尺寸为:中孔内径为Φ46mm,侧孔尺寸为40×55mm。 试验方案为同一中间包的两流,1流使用原设计水口(根据数值计算)和龙城保护渣,2流使用按水模实验优化的新式水口和西保保护渣,通过对比试验确定两种水口的优劣。 2)试验结果 试验结果如表2、图4所示。  (a)新水口内弧侧上排热电偶测温结果 (b)原水口内弧侧上排热电偶测温结果 图4 两种水口结晶器内弧侧上排热电偶测温结果对比 2.3 试验结果分析 试验结果如表3所示,采用新水口的1流使用效果明显优于原水口的2流。 因为新设计优化水口侧孔出口孔径的扩大,减小了侧孔出口钢水的速度,从而使结晶器内的流场均匀、结晶器液面无翻花现象。 由图4可以看出: (1)新水口内弧侧上排热电偶各点测温的波动较为均匀; (2)新水口的热电偶温度间差异较小。 根据上述结果和分析,优化后的新水口优于生产中所使用原水口结构,即温度场均匀,初生坯壳凝固均匀。 应在优化结晶器保护渣性能后,进一步扩大试验。 3.2.3 结晶器保护渣性能优化 选择性能合适的结晶器保护渣,可以获得无表面缺陷的铸坯;如果选择不当,则易使铸坯表面产生大量缺陷。 1)原来使用保护渣的性能 原来使用保护渣成分和性能如表3所示。 表3原来用保护渣组成及性能 该保护渣碱度偏低,熔点也低一些,粘度高,熔速慢。前期应用效果不好。 2)新型保护渣性能 对于高拉速包晶钢保护渣,设计时要考虑以下因素: (1)为了达到较高的结晶率,要求较高的熔化温度和碱度; (2)由于凝固温度和碱度比较高,为防止铸坯发生粘结,粘度要适当低一些,粘度与拉速乘积应在0.1~0.25Pa·s·m/min之间; (3)为了确保保护渣消耗量,熔速要快,粘度要低一些; 根据上述要求及拉速考虑,反复试验确定保护渣成分及性能如表4所示 表4新保护渣成分及性能 采用新水口及新保护渣来验证使用效果,生产钢种为Q215、Q235,于9月14日~17日总共进行4个浇次。 根据115炉统计,生产铸坯总数915支,下线%,目前连铸生产的表面裂纹率稳定在1%以下。 3.2.4 结论 (1)凌钢生产Q215、Q235钢种碳含量控制多在0.08~0.16%属包晶钢,由于凝固收缩大,造成坯壳凝固不均,是最易产生铸坯表面裂纹钢种。这是产生铸坯表面纵裂纹的主要原因; (2)原设计浸入式水口侧孔出口面积小,侧孔出口速度高,结晶器表面有翻花现象,结晶器流场不均匀,使坯壳表面不均匀凝固,是产生表面纵裂纹又一重要原因; (3)原来使用的结晶器保护渣性能不适合包晶钢、高拉速的要求,是产生表面纵裂纹的第三个重要原因; (4)优化浸入式水口设计及选择优良性能保护渣是解决凌钢表面纵裂纹关键措施。 (5)提高钢水质量,设备严格对中,尽量做到恒温、恒速浇铸,也是稳定铸坯表面质量的重要措施。 4. 热轧板的边裂产生原因及防止措施 热轧带钢边裂缺陷是指钢板边缘沿长度方向的一侧或两侧出现破裂,其裂口有氧化色或夹杂的缺陷,严重者钢板边部全长呈锯齿。带钢边裂是热连轧过程中常出现的缺陷。 边裂:是热轧卷板生产中较易出现的缺陷,因为轧件的边部在展宽时受附加的拉应力,而中间部分是受附加的压应力,金属展宽越大,这种应力也越大。如果金属质量很好,加热和轧制条件正常,则这些应力的存在不影响轧件边缘的完整性。否则,轧件边部受到应力会超过金属强度,引起破裂——边裂。 4.1 热轧板产生边裂是炼钢原因或轧钢原因如何确定 4.1.1 取边裂试样检测 (1)低倍检验;(2)金相检测;(3)扫描电镜检测和能谱分析。 检测结果: (1)裂纹处有很厚FeO、氧化脱碳现象,并有雾状氧化物,边裂试样有上诉特征者为——炼钢原因。 (2)裂纹处无FeO、裂纹表面晶粒长大严重,细小点状硫化物,边裂试样有上诉特征为轧钢的过热、过烧造成的。 4.1.2 对铸坯进行酸洗,根据酸洗后情况,检测铸坯表面缺陷。 4.2 缺陷的对应性试验 由于钢质缺陷通常都是批量的,及时找到缺陷产生原因,可以避免批量质量问题的发生,大幅度降低产品质量损失。通过现场多年来的摸索,对于产品质量缺陷的对应性关系调查,可以通过以下几种方案进行: (1)板坯缺陷对应。钢质缺陷在一定程度上对应于与板坯的缺陷,明显的板坯质量缺陷,通过板坯检查从缺陷的位置、程度等特征就可以找到与钢卷表面缺陷的对应关系。 (2)翻面试验。钢卷表面产生了疑似钢质缺陷,但是一时无法找到根本产生原因。从缺陷特征分析,轧钢原因可能产生,板坯缺陷也可能导致该缺陷。由于该缺陷主要发生于钢卷上表(或者下表)某一固定区域,具有一定的规律性,而且通过检查板坯未发现明显的质量缺陷。轧钢也多次停机进行了检查,并针对相关设备进行了更换,但是缺陷依然存在。在这种状况下,将板坯翻面后进行轧制,观察缺陷发生部位是否发生变化。如果板坯翻面以后,缺陷由原来的上表(或下表)某区域随着板坯翻面转到了下表(或上表)某区域,那么我们就基本可以怀疑缺陷产生原因的根本在于板坯缺陷。如果板坯翻面以后,缺陷仍然发生于上表(或下表)某区域,那么说明轧线工艺或设备存在问题。 (3)掉头试验。掉头试验就是将板坯掉个头后进行轧制,如果调查后原来缺陷的发生部位没有发生变化,那么可以判定为板坯质量问题;如果原有缺陷仍发生于同一区域,那么说明轧线工艺或者设备存在问题。掉头试验也可以作为翻面试验的补充。 (4)单侧火焰清理试验。在生产出来的钢卷边部有边裂缺陷的情况下,对同炉在库的板坯进行检查,通常板坯表面无明显的缺陷

  ,通过板坯边部火焰清理可以发现皮下的角裂缺陷,并与钢卷边部边裂缺陷相对应,就可以验证是由于板坯来料缺陷造成。 (5)中间坯试验。可以作为翻面试验和调查试验的辅助手段,在确认为板坯缺陷后,通过该方法查找热卷缺陷对应的板坯缺陷。 (6)化学成分试验。热轧生产的AP钢多次出现边部的翘皮缺陷,运用各种试验办法都未查出缺陷产生的原因,最后通过对化学成分含N量进行试验,发现当含N量降低时,边部的翘皮缺陷消失,说明钢卷表面质量对钢化学成分要求高。 4.3 炼钢原因对热轧板卷边裂的影响 4.3.1 钢水成分的影响 边裂缺陷主要与钢水成分P、S、N、Cu等元素含量及Mn/S比有关。钢中氮、硫含量高,铸坯加热温度偏低(边角部温度更低)时会导致钢中N、S以AlN和MnS形态在边角部晶界析出,晶界析出物会降低钢的塑性,导致轧钢过程中易产生裂纹。 钢水控制的关键是钢中必须足够量的Mn,可与硫形成高熔点(MnS)存在于晶粒内部,以抵消FeS与Fe形成低熔点共晶体产生的热脆现象。 热轧薄板边部产生裂纹缺陷与[Mn]/[S]低有关。[Mn]/[S]较低时,板坯边角部位在高温加热时,晶界结合力降低、在轧制过程中易出现晶界微裂纹,流变至带钢边部形成边裂缺陷。 钢中的Cu含量较高,轧制时钢板的热脆性大,易产生边部裂纹。 措施:(1)降低钢中N、S含量,采用无氧化浇铸。 (2)提高Mn含量,普通铸坯[Mn]/[S]≥15,中薄铸坯[Mn]/[S]≥18~20,对于薄板坯[Mn]/[S]≥30,[Ca]/[Al]≥0.1~0.15。 (3)含Cu高造成边裂,通过原料控制降低钢的含Cu量,提高二冷强度减少铁的氧化,减轻Cu富集,钢中按Ni/Cu≤1,降低Cu的有害作用。 4.3.2 铸坯边角区有横裂纹(包括深振痕)及细小纵裂 铸坯存在过多的边角区裂纹,表面边部横裂纹(包括深振痕)及边部细小纵裂纹。铸坯角部黑边现象是引起表面横裂的主要因素。这些裂纹在加热和轧制过程中不断扩展。 措施:(1)采用高频小振幅或非正弦振动,液面采用自动控制。 (2)优化喷嘴类型、二冷配水制度,提高二冷水质,防止堵喷嘴。 (3)采用合适结晶器倒锥度。 4.3.3 铸坯表面或皮下气泡(针孔) 铸坯存在较多表面气泡或皮下气泡,在加热和轧制过程中小气泡不断扩展破裂导致边裂。 措施:(1)严格执行脱氧制度,对带有气泡铸坯进行处理,缺陷严重判废; (2)改进中间包烘烤制度,减少乃至消除浇注头坯气孔缺陷; (3)加入转炉、钢包及LF炉渣料干燥,防止潮湿; (4)加入的脱氧合金要烘烤, 保证干燥。 4.3.4 铸坯矫直温度特别是角部温度低 铸坯矫直应避免高温塑性较低区域,否则就会在铸坯表面振痕的波谷处产生矫直横裂纹,而钢中Al、N的增加以及AlN质点在奥氏体晶界的析出会加剧铸坯表面横裂纹的严重程度。 措施:(1)控制[N]≤40×10-6,[Al]≤0.02%~0.04%,防止AlN沉淀必须在高温奥氏体区进行矫直或轧制。 (2)优化二冷配水,防止冷却强度过大,角部发黑,采用低比水量及气雾喷嘴冷却,铸坯冷却按高温热行,矫直点温度≥900℃~950℃。 (3)控制铸坯热装温度≥900℃或≤650℃。 4.3.5 铸坯边角区成分偏析、夹杂物富集及结晶器卷渣 铸坯边角区存在成分偏析和夹杂物边裂区域,存在氧化物夹杂富集,边裂试样中发现有Si、Ca、Al、Na等氧化物组成夹杂,很明显应为结晶器卷渣所引起。钢中夹杂物增加,特别夹渣将会增加对裂纹的敏感性和严重程度。 措施:(1)严格精炼工艺,上连铸平台前软吹时间≥10min,保证钢水纯净度。 (2)优化结晶器流场,选择合适性能的结晶器保护渣。 (3)稳定拉速,采用结晶器液面自动控制,防止结晶器卷渣。 4.3.6 硼微合金化钢对铸坯质量的影响 硼像铌(Nb)一样,硼也是强的沉淀析出元素,主要形成硼的氮化物(BN),在低应变率下,连铸坯产生横向裂纹趋势显著。 为了确保硼的淬透性效果,通过添加钛来避免析出BN沉淀相,使硼保持在固溶体中。另外,钛还起细化晶粒作用。由于添加钛,硼钢的塑性实际上变得更高,并且裂纹出现率减少。 图5 添加钛的用硼合金化钢的 图6 添加钛的无硼和用硼合金化 Gleeble曲线 钢的Gleeble曲线 然而,加硼钢铸坯产生横裂纹必须极大注意,其防止铸坯横裂纹的措施: (1)在硼钢添加钛,使钢中氮生产TiN(尽量减少钢中氮),要防止钢的二次氧化和提高钢的过热度,尽量减少钢水中的TiN沉淀析出,保持钢的好铸造性能; (2)结晶器振动高频率,小振幅,结晶器液面自动控制,保持液面稳定; (3)选择低熔点、低粘度的低摩擦力的结晶器保护渣; (4)钢的成分碳含量范围:[C]<0.09%或[C]>0.14%。 4.4 轧钢原因对边裂产生的影响 (1)钢坯加热过程中有过热、过烧 钢坯加热过程中有过热、过烧现象,钢板边缘和表面存在晶粒粗大现象和密集细小点状硫化物夹杂,钢在轧制过程中的延伸性下降,导致钢板边缘裂纹倾向明显。将SPHC钢铸坯加热炉出坯温度控制在1200~1210℃。 (2)轧件边部温度过低或张力设定过大,轧辊调整不好,或辊型与版型配合不好,使钢带边部延伸不均。 (3)立辊侧压下量太小或精轧卷取的侧导板开口度小,冷却水或除磷水使用不当。 5. 方坯表面缺陷 5.1 影响方坯表面缺陷的因素 连铸生产普碳钢及螺纹钢筋方坯,由于压缩比比较高,一般说表面质量要求不高,几乎无大的表面质量问题。但炼钢生产含有[Mn]、[Si]、[Al]、[Cr]、[Mo] 、[B]、[V]、[TI]、[Nb]、[S]等合金元素,主要用于机械结构称为中碳合金结构钢时,中碳合金结构钢高温塑性较差,在连铸、加热炉及轧钢环节由于热应力、机械应力、组织应力等过大均会引起坯、材裂纹等表面缺陷。 特别是生产大方坯时,轧材修磨量比较大。通过酸洗连铸坯表面常常会出现针孔、纵裂、横裂、凹坑、网状裂纹等缺陷;同时铸坯取样发现缺陷较多的炉次轧材修磨量比例也较高,即坯和材的缺陷由较强的对应关系。 由于轧材“修磨比”很高,有的甚至达到100%,既增加了成本,又影响交货日期。 为减少铸坯的表面缺陷,我们对连铸设备和工艺进行控制。如结晶器倒锥度、设备对中、结晶器保护渣、二冷制度、保护浇铸等。而且钢坯加热和钢坯轧制工艺等均是影响钢材表面质量的主要环节。以下对各种表面缺陷进行分析讨论。 5.2 铸坯表面气泡(针孔) 5.2.1 钢中气体形成气泡(针孔)原因及防止措施 连铸坯气泡的生成除由于碳、氧反应生成CO外,钢中H、N溶解度降低产生的H2、N2也是导致生成气泡的条件。铸坯凝固时,钢液中的气体产生压力PCO + PH2 + PN2大于钢水静压力与大气压之和,便形成气泡。形成气泡常见因素有:钢水脱氧不足;浇铸时二次氧化;保护渣含水分超标;结晶器上口渗水;钢包衬或中间包衬潮湿;钢水过热度高等。 防止气泡产生措施本文前面已述。 5.2.2 吹氩与保护渣成分等对针孔的影响 (1)吹氩的影响 弯月面捕捉氩气泡是产生针孔的又一原因,形成后出现在铸坯表层内。图7示出了针孔产生的过程和形态。使用低传热率的保护渣

  、发热渣或者适当增加钢水过热度,都能够预防氩气泡产生针孔。采用非正弦振动,有利于消除“凝固沟”,有利于防止氩气泡产生。优化的结晶器流场,结晶器吹Ar量应≤10NL/min,铸坯表面不易产生表面针孔。 铸坯针孔一般深度小于1.5mm,直径小于1mm,此种小针孔经轧钢均热炉后去除氧化铁皮一般可消除。但超过此限度,针孔不能通过轧制过程消除,易产生细裂纹。 (2)保护渣成分的影响 保护渣中的挥发物,碳酸钠或碳酸氢钠的分解释放出的气体,氟化物与某些物质反应释放出气体等是气体来源。氟化物一般是氟化钙,他可以降低保护渣的熔点和粘度,但在一定条件下可以和二氧化硅或钢水中的硅反应,生产四氟化硅气体,对铸坯表面暴露针孔的形成有直接关系。 影响表面针孔的因素主要有保护渣中的F-含量和钢渣界面的FeO及[Si]含量等,实践中保护渣的(F-)含量与铸坯表面针孔有显著关系,(见图8,钢种为Q345),即保护渣中F-和钢水中的[Si]含量高都导致表面针孔数量增加。保护渣中w(F-)≥4.5%时,表面针孔的指数高于50个/每米铸坯长度表面,会对钢材表面造成影响。 图7 针孔形成示意图 图8 保护渣中F-与表面针孔数的关系 5.2.3 二次氧化造成铸坯表面针孔 外接式水口容易造成二次氧化,改为内插整体水口不容易造成二次氧化像图9所示,将外插式水口改为内插整体水口就能如图9-b所示完全能控制针孔的发生。从图10可知,拉坯速度也对针孔有较大的影响,高拉速时产生针孔比较困难。 图9 浸入式水口形状 图10 拉速以及水口形状对针孔数量的影响 5.2.4 浇钢时防止二冷室蒸汽外溢 结晶器周围蒸汽四溢被保护渣吸收,造成铸坯表面针孔严重。增加抽风能力,结晶器周围的外溢现象得到彻底解决,因蒸汽造成的表面针孔得到消除。 5.2.5 结晶器电磁搅拌对表面气泡(气孔)的影响 M-EMS通过铸流内钢水的运动来均匀温度、消除过热、析出气体及促进夹杂物上浮,未采用M-EMS大多数铸坯气孔数量41个/m2,采用M-EMS后,气孔率明显减少,数量为1.1个/m2,铸坯表面清理率由20%~25%下降到2%~3%。 5.3 结晶器内以及足辊段冷却过强,或结晶器漏铜渗入铸坯表面 在铸坯的表面缺陷中,裂纹是最成问题的缺陷。大方坯与板坯不同,发生纵裂比较困难,而主要是细裂纹。细裂纹发生的原因,被认为是结晶器内或者足辊段喷水冷却的局部急冷造成的, 但是,也有人认为结晶器铜屑沿一次晶粒晶界侵入铸坯而诱发出细裂纹。使用铜结晶器时,由于铸坯表面与结晶器接触,铜附着在铸坯表面,首先扩散侵入晶界,使铸坯表面的热强度降低,因此产生细裂纹。 众所周知,防止细裂纹的措施是在铜结晶器的表面镀鉻或镍,以防止铸坯与铜直接接触。在这种情况下,对使用过程中的结晶器内表面镀层的剥离状况要严加管理。即便是使用这种镀层的结晶器,如果结晶器下面的二次冷却强度过大时,也会产生细裂纹。减小二冷强度的效果如图11所示。此外,当结晶器的保护渣不合适时,也要产生细裂纹,所以应选择冷却强度较弱的二次冷却和具有最佳性能的保护渣,其效果如图12所示。 图11 比水量与产生横向细裂纹的关系 图12 结晶器保护渣和二次冷却制度对细裂纹的影响 5.3.3 结晶器保护渣的影响 保护渣导致铸坯表面微裂纹的主要原因在于,当保护渣碱度、熔点、凝固温度或析晶温度较高时,在结晶器中下部的渣膜会以固态存在,这样渣膜与运动铸坯之间的摩擦力将以固态摩擦为主,铸坯受到的摩擦力远远大于液渣润滑的摩擦力,当摩擦力超过铸坯高温强度时就会引起微裂纹缺陷。 以42CrMo钢为例。铸坯断面200×200mm,拉速0.7~1.2m/min,表5列出浇铸中碳合金结构钢使用的国内XB和LC两个生产厂的结晶器保护渣组成和性能。这两个保护渣组成和性能相近,在结晶器中的表现也相似。浇铸42CrMo时,统计发现,结晶器内渣条少,液渣层厚度约4~7mm,保护渣消耗量为0.35~0.4kg/T钢,铸坯表面振痕出现扭曲现象(见图13a),对铸坯随机抽样酸洗后发现铸坯四个面大部分试样均出现表面微裂纹(见图13b),大部分微裂纹深度未超过10mm。对裂纹进行电镜和能谱分析发现,裂纹处除有轻微的脱碳之外,未发现在裂纹处出现明显的元素偏聚。对每个保护渣各跟踪10炉钢,统计轧材结果,发现棒材表面出现大量短、细的纵向裂纹,少部分出现较长的纵向裂纹。棒材探伤合格率均低于50%。 表5 浇铸中碳合结钢用保护渣组成及性能(%) 图13 42CrMo 铸坯表面振痕及微裂纹形貌 根据上述铸坯微裂纹产生原因分析,对照保护渣成分性能,可发现表7中的保护渣主要问题在于碱度、熔点和粘度均较高。为了减少或消除由保护渣润滑不良引起的振痕扭曲和铸坯微裂纹,需要在整个结晶器内实现铸坯的全程液渣膜润滑,因此,设计中碳合结钢的保护渣需要在表7的基础上降低碱度和熔点,保持合适的粘度及随温度降低粘度不出现急剧增加的特性。为此设计了三个试验渣,组成及性能见表6。从表6可知,试验渣主要是降低了碱度,同时对三个试验渣设计了不同的熔点和粘度,以对比熔点和粘度对微裂纹的影响。 表6 42CrMo试验渣组成及性能(%) 试验表明,表6中的三个试验渣浇铸的铸坯振痕扭曲现象均明显减轻,而LGS2浇铸的铸坯酸洗后表面未发现微裂纹。可得出结论:保护渣对铸坯表面微裂纹有显著影响,碱度高、熔点高的保护渣容易引起铸坯在结晶器内受到过大的摩擦阻力和热应力,诱发了微裂纹的产生。 5.4 棒材表面发纹 5.4.1 发纹的形成过程: 管坯中发纹的形成与硅镇静钢钢锭在加热过程析出的细小氧化物向内延伸有关。 竹之内朋夫曾用人工合成的约100um的大型氧化物夹杂,来模拟加热过程铁基体的内部氧化过程,见下表7: 表7 铁基体的内部氧化过程 ①基体中的锰将合成的氧化物中SiO2还原成硅,还原出来的硅与基体中的氧结合成细小的SiO2颗粒从基体中析出。 ②基体中的碳将合成氧化物中的SiO2和MnO还原成硅和锰,还原出的硅和锰与基体中的氧结合成细小的硅酸盐和SiO2颗粒从基体中析出。 ③基体中的锰不能将高熔点的CaO-SiO2-Al2O3(不含FeO)合成氧化物还原,因而没有细小氧化物从基体析出并向内延伸。 在①和②的情况形成从表面向内扩散的发纹,在③的情况不形成发纹。 发纹的形成过程为:如果钢锭(或钢坯)按硅脱氧来生产,则形成的脱氧产物是低熔点的硅酸盐。在钢锭(或钢坯)加热时,钢基体中的锰或[C]可将硅酸盐还原成硅。还原出的硅又与基体中的氧结合成微细的SiO2颗粒从钢基体中析出并向钢锭(或钢坯)内部延伸,导致在轧成的圆坯上在酸洗后显示出发纹。如果钢锭(或钢坯)按铝脱氧来生产,则生产的脱氧产物不能被锰或[C]还原,因而不会析出微细的SiO2向钢锭(或钢坯)内部延伸,所以不会形成发纹。 结论: 无缝管坯钢的大型硅酸盐夹杂物是形成发纹的主要原因。为了防止大型硅酸盐生成,应将铝含量控制在0.01%~0.04%,将硅含量控制在下限,在浇注时应防止钢液的二次氧化。 5.4.2 20管坯应用效果 将20钢管坯表面上的纵向发纹分为三类:深口、折叠、发纹。他们认为深口是由皮下气泡和非金属夹杂物产生的,主要是冶炼因素造成钢质不良。折叠主要轧制条件有关。在低倍试样上大量出现的发纹与

  脱氧制度有关。为了验证发纹与脱氧制度有关,他们选用了三种脱氧制度:(1)硅镇静钢,该厂称之为Si20;(2)铝镇静钢,该厂称之为Al20;(3)低硅铝镇静钢(加铝量2kg/t),该厂称之为20Al。按Si20来生产时,发纹严重;按Al20或20Al来生产时,发纹明显减少或几乎不出现。可见,无缝管坯按铝镇静钢来生产对减少发纹有明显效果。 5.6 表面横向裂纹 5.6.1 表面横向裂纹 在连铸表面,沿振动波纹的波谷处发生的横向开裂称为表面横向裂纹。对于发生在铸坯角部的横向裂纹,称之为表面横向角裂。表面横裂有时发生在横向凹陷中,表面横裂与角裂往往同时发生。振动异常是表面横向裂纹产生的最常见原因。另外还与低温矫直和二次冷却过度有关。 5.6.2 铸坯表面横裂纹的防止措施 (1)优化二冷配水制度,防止冷却强度过大,造成铸坯表面或角部发黑,采用低比水量及气雾喷嘴冷却。铸坯冷却按高温热行,低碳钢、中碳钢的矫直点温度≥940℃,高碳钢矫直点温度≥900℃。 (2)采用高频小振幅振动有利于减少振痕消除横裂纹。为降低振痕深度,必须减少负滑脱时间,结晶器振动的负滑脱时间和振痕深度之间的关系示意图如图14。 图14 负滑脱时间对振痕深度的影响 (3)对表面硬化钢、低碳硫易切削钢,方坯轧制后仍然时而出现角部深裂纹。对方坯再加热后,通过分析缺陷获得以下结果: a 在方坯上,细横裂沿着振痕出现; b 在再加热前,振痕深度为0.2~0.8mm,在加热后,振痕深度为5~8mm; c 这些裂纹是沿着原始奥氏体晶界发生,由上述结果,表面裂纹发生机理可以如表8所示; d 当方坯矫直时,细的横裂纹沿着振痕出现在方坯内侧; e 在再加热时因为应力的影响,细裂纹沿原始奥氏体晶界扩展。 方坯轧后深裂纹的形成和扩展机理及对策: 表8 方坯表面裂纹发生机理 (4)结晶器锥度大或结晶器与二冷段对中不好,易产生角横裂。 (5)结晶器振动偏摆大于0.5mm,注流在结晶器中偏离中心,结晶器变形,或角部冷却过强等,易产生角横裂。 (6)热装工艺表面温度控制对表面缺陷的影响。 即使连铸条件被很好控制,在方坯轧制后仍会经常出现深裂纹。图15为热装时方坯表面温度和轧后表面缺陷出现频率的关系,当方坯表面温度降低到650℃以下时,表面缺陷的出现频率明显降低。随热装时表面温度的不同,方坯加热后表皮下组织产生变化。当方坯热装时表面温度超过700℃时,在奥氏体晶界形成铁素体膜,易形成表面缺陷。 图15 热装时表面温度和小方坯轧后表面缺陷的关系 5.7 减少铸坯表面凹坑和夹渣 5.7.1 凹坑 (1)缓慢均匀冷却 铸坯的初期凝固壳被急冷后,由于α—γ转变而产生收缩,发生结晶器保护渣局部性流入,凝固滞后,因此,产生凹坑,为了防止凹坑,认为初期凝固部位采用缓慢冷却时是有效的。 (2)合适的结晶器保护渣 为了实现铸坯的缓慢冷却,必须增大和稳定结晶器的保护渣生产的半熔状态相的厚度,通过提高结晶器的保护渣的凝固温度,就能实现初期凝固壳的缓慢冷却和减少凹坑。 根据结晶器的保护渣机理,附在钢液面上的渣团(保护渣的烧结粘合物),因为会随着结晶器振动而移动,所以在靠近凝固壳处破坏保护渣层卷到连铸坯皮下。为了减少渣团,必须改善保护渣的烧结性,通过降低烧结制度的收缩率,就能消除渣造成的缺陷。 (3)精确控制结晶器钢液面 钢液面波动引起坯壳生长不均匀,把渣子卷入坯壳造成夹渣。试验指出:保持钢液波动±5mm,可消除铸坯皮下夹渣。减少皮下夹渣,就可以减少由皮下夹渣形成的凹坑。因此要选择灵敏可靠的液面控制系统,保持液面波动在允许的范围内,先进的液面控制在±2~5mm范围。目前国内外广泛采用同位素控制钢水液面波动。 5.7.2 夹渣 对高碳线%Mn的钢)质量的一个主要要求是好的延展性。因为线材在拉拔过程中的断裂其表面缺陷是重要原因之一,所以在连铸拉坯过程中必须仔细检查、监控铸坯夹渣。 如果浮在弯月面上的浮渣具有高的熔点、低的流动性及高的表面张力,就会被夹裹在铸坯表层壳内从而降低铸坯的表面质量,也可能引起铸坯断裂。图16所示为该夹渣的显微镜分析。分析表面其成分为高熔点的富硅硅酸锰。为了查清铸坯表面夹渣的来源,对浮在弯月面上的浮渣和钢水中的夹杂也进行了研究。 图16 夹渣的显微镜分析 如(1)所示,浮渣的形成取决于钢水成分。 对钢水中夹杂物与铸坯表面的夹渣以及弯月面的浮渣的组成作了比较,借助SiO2-MnO-Al2O3三元平衡相图对每种夹杂物的组成有了相当一致的认识,认为可将表面缺陷的来源分为两类:脱氧产物和二次氧化物。为避免形成夹渣而改进了脱氧方式,并就二次氧化也采取了一些预防措施。 弯月面上的浮渣是一种富硅硅酸锰。方程(1)列出了控制浮渣形成的化学反应式: 对钢水中夹杂物与铸坯表面的夹渣以及弯月面的浮渣的组成作了比较,借助SiO2-MnO-Al2O3三元平衡相图对每种夹杂物的组成有了相当一致的认识,认为可将表面缺陷的来源分为两类:脱氧产物和二次氧化物。为避免形成夹渣而改进了脱氧方式,并就二次氧化也采取了一些预防措施。 图17 钢水中不同温度下富硅硅酸锰的临界Si、Mn平衡成分 图17给出了钢水中不同温度下饱和硅的硅酸锰临界平衡硅、锰含量。在某一温度下,如果金属的成分点位于曲线上方,锰就不能参加脱氧反应,只会形成固体SiO2。 为了研究整个炼钢、连铸过程中液态硅酸锰脱氧产物的形成条件,出钢时仔细调整了锰和硅的加入量。形成夹杂物为硅酸锰(蔷微辉石)夹杂的熔点低于钢水的熔点。因此这类夹杂物易聚集、长大到足以迅速上浮。钢水中夹杂物的数量因而可以大大减少。当然,这类夹杂物的尺寸大多数是小的并呈球状。 这类夹杂物的分布相当均匀。钢水中夹杂和弯月面浮渣的成分点位于SiO2-MnO-Al2O3三元相图中蔷微辉石和斜煌石的范围内。这些夹杂物因具有低的熔点和好的流动性而没有恶化铸坯表面质量。 二次氧化时由铁或溶解在钢中的某些元素与大气中氧的化学结合所致。 防止钢包和中包之间钢流的二次氧化的方法是采用铝石墨质长水口。中包钢液面一接触到长水口的低端就加入保护渣,以防止钢液面的二次氧化。在中间包和结晶器之间采用了浸入式水口以防止钢流与大气接触。 最后,如图18所示,通过采用改进的脱氧方法和防止二次氧化的措施,铸坯表面的夹渣也大大减少。 图18 脱氧方法改进前、后的浮渣指数的比较 * 5.7.3 含铝、钛钢浇铸 含Al、Ti钢结晶器保护渣在浇铸时易卷渣,使铸坯产生夹渣。 研究认为: (1)连铸含铝钢和含钛钢能使保护渣碱度发生变化,配制保护渣时应考虑这一因素。 (2)钢中含铝量高,保护渣中Al2O3、碱度、熔点和粘度均会升高,恶化保护渣性能。采用增加渣耗措施,使保护渣变性较小,有利于防止卷渣。 (3)钢水中含有较高的[Ti],由于保护渣从溶钢中吸收[Ti]产生较高熔点的CaTiO3或TiN使保护渣变粘,易产生卷渣缺陷;当保护渣CaO/SiO2<1时生成CaTiO3使粘度下降,故采用低碱度保护渣,可防止粘度增加,而防止卷渣;保护渣加入BaO、LiO2或B2O3时,加入BaO部分替代CaO,可不降低碱度也不增大保护渣结晶化倾向,LiO2和B2O3能大幅降低熔点和粘度,有利于改善保护渣性能,防止卷渣。 敬请大家指正! 沈阳东大冶金科技股份有限公司 2013年9月5日 * * * * *


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