無缺陷含Nb連鑄坯的生產(chǎn)

1、無缺陷含nb連鑄坯的生產(chǎn)在利用鋼坯軋制板材時，連鑄坯中有害的缺陷有表面裂紋、中心偏析和宏觀夾雜，除此之外，連鑄坯還易于產(chǎn)生某些連鑄工藝本身特有的缺陷，如振痕以及連鑄結晶器保護渣引發(fā)的缺陷，以及由鼓肚和彎曲應變引發(fā)的內(nèi)部裂紋等。這些缺陷在軋制產(chǎn)品上引發(fā)了諸如條形或線形表面缺陷，對材料的拉伸性能、塑性、韌性、疲勞強度有不利的影響；也會降低鋼產(chǎn)品用戶制作過程中的成形性和焊接性。為了防止這些缺陷產(chǎn)生，連鑄技術不僅從操作條件的角度得到了改善，而且連鑄機本身也改進了很多。然而，為了生產(chǎn)無缺陷含nb連鑄坯，還要研究nb對上述缺陷的影響。1.1 連鑄坯表面裂紋連鑄坯裂紋是按照形狀（包括星形裂紋、縱向裂紋和橫向

2、裂紋）和產(chǎn)生的位置（面裂、角裂、邊裂和內(nèi)部裂紋）分類的，以便針對相關的凝固現(xiàn)象提出對策。一般講，當作用到凝固殼上的應變大于通過模擬試驗得到的臨界應變時，就會產(chǎn)生裂紋。表1-9給出了裂紋形成的條件，包括與應變有關的工藝因素。通過適當?shù)倪B鑄機的設計，可以將鼓肚和彎曲應變減至最小。也就是說，通過采用氣霧冷卻使熱應變、相變應變和凝固應變減至最小，從而使連鑄坯表面溫度均勻且維持高溫。所以，為防止裂紋的形成，重要的是從冶金學角度通過控制化學成分來提高臨界應變。凝固坯殼的熱塑性（脆性）示意性顯示如圖1-2521所示。凝固坯殼的塑性在接近1100溫度區(qū)（第2區(qū)）、900以下50溫度區(qū)（第3區(qū)）、接近為零塑性的

3、溫度區(qū)（第1區(qū)）都很差。從冶金學的角度來看，在這些區(qū)域中對脆性的影響是由于nb造成的。表1-9 與連鑄坯上裂紋有關的操作因素1.1.1 零塑性溫度區(qū)脆性（第1區(qū)）：縱向裂紋，內(nèi)部裂紋圖1-25 凝固坯殼的脆性21(gleeble試驗機模擬結果)基于試驗結果，零塑性溫度等于計算的凝固溫度-100（熔點-100）或更少些。可以通過減少s、p和其他偏析元素的含量降低第1區(qū)脆性，這樣就減小了糊狀區(qū)的長度（降低液線溫度和實際凝固溫度之差）。然而，由于鋼液凝固時不可避免存在糊狀區(qū)，對結晶器施加均勻、輕微的冷卻，減小熱應變是更有效的防止縱向裂紋的方法。而且均勻輕微的冷卻還有其他優(yōu)點，如：凝固過程均勻一致，凝

4、固坯殼均勻應變，凝固坯殼在結晶器里不發(fā)生局部變形，這樣就可阻止縱向裂紋的萌發(fā)。鋼液中的nb并不影響凝固溫度或糊狀區(qū)的長度。因此，鋼液中的nb對零塑性溫度脆性沒有影響，對縱向裂紋或內(nèi)部裂紋的產(chǎn)生不起作用。1.1.2 1100溫度區(qū)脆性(第2區(qū))：橫向裂紋，邊部裂紋，星形裂紋1100溫度區(qū)脆性是由枝晶間顯微偏析引發(fā)的。固態(tài)鋼中低溶解度的元素如s、p、b、cu、sn、pb和zn在枝晶間隔中形成嚴重的顯微偏析。熱塑性隨著這些元素含量的增加而降低?？梢酝ㄟ^降低這些元素的含量阻止與第2區(qū)脆性有關裂紋的形成。圖1-26 在第2區(qū)（接近1100）s、p和c含量對熱塑性的影響as含量對塑性的影響；bp含量對塑性

5、的影響性圖1-2622給出了一個典型示例，表明了s和p含量對熱塑性的影響。為了防止第2區(qū)脆性，p或s含量應當按照c含量（或是鋼凝固類型）的要求在鋼包中加以控制。在wc0.2%時（鋼液凝固成奧氏體時的c含量），p含量應當小于等于0.02%，在wc0.6%時，p含量應當是小于等于0.01%。在wc0.1%時（凝固成鐵素體），s含量應當小于7010-4%或更少些。s含量對熱塑性的負面作用隨wmn/ws的增加而減少。圖1-27 在第2區(qū)應變速率對熱塑性的影響22第2區(qū)的熱塑性隨著應變率的增加而降低，見圖1-2722在連鑄工藝中第2區(qū)脆性（稱之為“熱脆”）問題熱軋時比連鑄矯直時更為嚴重，因為熱軋時的應變

6、速率達到10/s數(shù)量級，比連鑄矯直時高得多。值得指出的是，連鑄前就應當控制與第2區(qū)脆性有關的元素以便防止熱軋時產(chǎn)生熱裂紋。一種有效的避免過度應變的方法是使用多重平整鑄機，它可通過增加平整點（或彎曲點）的區(qū)域和次數(shù)將應變速率降低到0.01/s以下。在第2區(qū)，鋼液中的nb對枝晶間顯微偏析影響不大且對脆性沒有直接的影響。然而，假定大顆粒nb碳氮化物在顯微偏析區(qū)析出的話，也會降低第2區(qū)的熱塑性。nb碳氮化物的大小和數(shù)量與析出溫度和顯微偏析區(qū)的凝固溫度之差有關。其數(shù)量取決于顯微偏析區(qū)wnb(wc+wn)的產(chǎn)物，其大小取決于顯微偏析區(qū)的s和p含量。為了防止含nb鋼第2區(qū)脆性引發(fā)的裂紋，應當根據(jù)c或nb的含

7、量將s和p含量控制到低水平。在高碳鋼中，nb碳氮化物可能在枝晶間析出（如前面1.2.2節(jié)中談到的）所以要將s和p含量減至最小。在電爐鋼中，含有9010-4%的n，不僅應當小心控制s和p含量，還要盡可能保持低的nb含量。1.1.3 750溫度區(qū)脆性（第3區(qū)）：邊部裂紋，短橫裂紋在先共析鋼中（wc0.7%）尤其是在低合金鋼中已觀察到第3區(qū)脆性。圖1-2821表明了應變速率對al鎮(zhèn)靜和低合金鋼第3區(qū)脆性的影響。較低應變速率導致的第3區(qū)脆性與第1和第2區(qū)脆性是不同的，第1和第2區(qū)脆性是隨著應變速率的提高而加大（如圖1-27所示）。圖1-28 第3區(qū)21（接近750）應變速率和試驗溫度對含鈮鋼的影響a鋁

8、鎮(zhèn)靜鋼；b含鈮低合金鋼a 接近750溫度區(qū)（第3區(qū)）脆性機制考慮到應變速率對脆性的影響，第3區(qū)脆性機制通常有如下解釋：(1)在第3區(qū)中由于凝固組織晶粒度較大，在奧氏體晶界上有薄片狀鐵素體析出；(2)由于析出鐵素體的強度很高，晶界在較低的應變速率下不發(fā)生變形；(3)應變集中在晶界或析出物的三叉交點并且形成顯微空洞；(4)這些顯微空洞在平整（彎曲）時長大并最終形成裂紋；(5)在al鎮(zhèn)靜鋼中，al氮化物在晶界上析出，強化了析出的鐵素體，也增加了顯微空洞生成點。因此在al鎮(zhèn)靜鋼中脆性更為嚴重。圖1-2921表明了裂紋形成機制。b 防止第3區(qū)形成裂紋的措施考慮到第3區(qū)形成裂紋的機制，下面是一些有效的應對

9、措施：(1)通過減少平整點和次數(shù)來提高應變速率。但是，提高了應變速率，第1區(qū)(內(nèi)部裂紋)和第2區(qū)（橫向裂紋）的脆性就會變得更嚴重。因此s或p含量兩者都應保持較低的水平，例如，ws0.01%，wp0.02%。(2)連鑄坯在較高溫度（高于第3區(qū)溫度）變形，見圖1-3022，23。很明顯，在矯直之前應當開啟通常的強化噴淋，降低表面溫度以避免第2區(qū)脆性。圖1-30 彎曲連鑄機上冷卻期間為防止表面裂紋進行的表面溫度控制（來自hiromo g.suzuki）22，23圖1-29 第3區(qū)21裂紋形成機理的解釋（a，b，b，c，c表示過程）之后，維持其表面溫度在較高水平，在矯直前應減小噴淋強度。c nb對第3

10、區(qū)脆性的影響在這個溫度范圍nb碳氮化物析出并且如al氮化物一樣對第3區(qū)脆性有影響。圖1-28b21表明了應變速率對含nb（0.05%）鋼第3區(qū)脆性的影響。含nb鋼的第3區(qū)脆性溫度范圍有所增加，擴展到了80090024。這是由nb碳氮化物在奧氏體晶界析出引起的。當溫度降至低于1000時，nb碳氮化物靜態(tài)析出占優(yōu)。除了前面提到的措施之外（應變速率控制，表面溫度控制），下面方法能防止在此溫度范圍內(nèi)nb碳氮化物析出，可能改善含nb鋼熱塑性。(1)降低n含量或者加入少量的ti作為n凈化劑24（形成tin）以便減少在第3區(qū)析出的nb碳氮化物的數(shù)量。(2)降低冷卻速率或者在大約1100等溫25。在這種情況下

11、，由于nb碳氮化物的粗化而極大減少了在第3區(qū)析出的nb碳氮化物的數(shù)量。然而，nb碳氮化物的粗化因其費時太多，對常規(guī)的連鑄工藝來說不切實際25，26。(3)在1050左右施加預變形，加速nb碳氮化物析出（nb碳氮化物粗化）25，26。有報道說對于應變速率大于0.01/s的情況，預應變大于5%是最佳的連鑄工藝。無論如何，上述方法只能稍微降低第3區(qū)的脆性。將彎曲溫度控制在第3區(qū)之上（如圖1-302224所示），才是更有效的辦法。在鋼的生產(chǎn)過程中由于熱軋具有高應變速率的特點，幾乎達到10/s，顯著地改善了第3區(qū)的熱塑性，即便是含nb鋼也是如此，由于第3區(qū)脆性而導致的熱軋期間的熱裂紋也得到改善。圖1-3

12、1 在熱裝-軋制工藝中入爐溫度對熱塑性的影響271.1.4 熱軋時由于大顆粒nb碳氮化物引發(fā)的熱裂紋當含nb連鑄坯在650900入爐溫度下熱裝時，熱軋時會發(fā)生熱裂紋。這是由于在連鑄和入爐加熱過程的間隙中，粗大nb碳氮化物顆粒在從凝固遺傳下來的奧氏體晶界上析出27。熱軋時如此大的奧氏體晶界上nb碳氮化物引起應變集中，使協(xié)變性能很差的晶界在變形過程中與基體分離產(chǎn)生空洞等缺陷。為了避免含nb鋼熱裝時產(chǎn)生熱裂紋，應選擇上述溫度范圍之外的熱裝溫度。即便在上述溫度范圍將連鑄坯裝進加熱爐，應通過提高加熱溫度到nb碳氮化物的溶解溫度之上（大于1200），這樣也能在含nb鋼中避免產(chǎn)生熱裂紋，見圖1-3127。1

13、.2 夾雜缺陷鋼液中各種脫氧劑（或合金元素）的相對脫氧能力如下所示：altisi-mnsinbmn。當生產(chǎn)含nb鋼時，用al（或si-mn，或ti）脫氧后，再將nb加入到鋼包的鋼液中。因而，在含nb鋼液中含有大顆粒懸浮的al2o3氧化物夾雜（或硅酸鹽夾雜物）。如果鋼液中懸浮的夾雜物保留在連鑄坯中，將會在成品中產(chǎn)生表面缺陷，如條型或線型缺陷和內(nèi)部缺陷（如鋼產(chǎn)品中的ut缺陷）。鋼液中的nb并不直接引起夾雜缺陷，因為nb氧化物（或nb夾雜）并不懸浮于鋼液中。而且，它們僅在凝固期間析出而且其尺寸小于幾個微米。這意味著用nb脫氧是解決al2o3夾雜問題的一種可能的冶金方法。1.2.1 生產(chǎn)al鎮(zhèn)靜含nb

14、鋼時結晶器中的夾雜鋼液澆注中懸浮的氧化物以及al與鋼液彎月面處吸附的連鑄結晶器保護渣反應形成的二次氧化物都是連鑄坯中氧化物夾雜的來源。前者的類型是早期脫氧產(chǎn)物（al2o3夾雜）以及al與空氣（al2o3夾雜）或是與渣中或耐火材料中的（feo）和（sio2）（al2o3-cao-mgo夾雜）反應形成的二次氧化產(chǎn)物。后者是al2o3-cao-mgo夾雜，它與將在下面1.3.3節(jié)中討論的渣中形成的二次氧化產(chǎn)物是一樣的。理想的結果是懸浮在澆注鋼液中的al2o3夾雜漂浮在結晶器上面（或在未凝固的鋼液上面）并被去除掉。但是在上浮期間有些會陷在凝固坯殼中并以大顆粒夾雜的形式（夾雜缺陷）保留在連鑄坯中。圖1-

15、3228表明了連鑄坯中氧化物夾雜的分布。其夾雜指數(shù)（數(shù)量和尺寸）表明在坯子上部圖1-32 連鑄坯中氧化物夾雜的分布28（薄板坯連鑄機生產(chǎn)）尤其是上表面夾雜指數(shù)最大28，29。圖1-3330表明了根據(jù)模擬試驗結果計算出的在凝固坯殼中夾雜的捕獲率。盡管它并不很高，也就是4%或更少些，但即使大顆粒夾雜（大于100m）也在凝固的早期階段（接近連鑄坯表面）被捕獲，尤其是在由彎曲鑄機生產(chǎn)的板坯的上表面（自由邊）。為了生產(chǎn)沒有al2o3有害夾雜物的連鑄坯，無論加nb與否，澆注中懸浮于鋼液中的夾雜物數(shù)量和凝固坯殼中al2o3夾雜物的捕獲率都應降低。a 減少懸浮在鋼液中的al2o3夾雜物的措施減少al2o3夾雜

16、物的關鍵技術總結在1.2.1節(jié)。除此之外，應當在中間包控制鋼液的流動模式以便利用擋板將al2o3夾雜物從鋼液中分離或者是改變中間包設計延長鋼液的運轉時間。此外，減少al2o3夾雜的數(shù)量也有利于防止水口堵塞。水口堵塞的可能性將隨著懸浮在澆注鋼液中的al2o3夾雜數(shù)量的增加而提高31。b 減少凝固坯殼中al2o3夾雜物的捕獲率的措施自從引進連鑄工藝以來，低拉速和高連鑄溫度已經(jīng)作為連鑄工藝條件應用于生產(chǎn)中以提高結晶器中夾雜物的分離率。可是即使在這些條件下，能引起軋制產(chǎn)品表面缺陷的大顆粒al2o3夾雜物仍能在凝固坯殼中尤其是在自由邊被捕獲。近來，選擇了下列措施降低凝固坯殼中al2o3夾雜物的捕獲率：圖

17、1-33 凝固坯殼中的夾雜物的捕獲率a彎式鑄機；b立彎式鑄機（垂直長度=2。5m）(1)將彎曲連鑄機改為立彎式連鑄機30。懸浮在澆注時鋼液中的al2o3夾雜物按照stokes定律在結晶器中上浮并且從鋼液中分離出來。然而，在上浮期間尤其是在鑄流的自由側也就是坯子的上表面仍有一些會被凝固坯殼捕獲（圖1-31）。按照模擬試驗，在1m/min的連鑄速度條件下，必需的垂直長度是2m或更多，這樣會防止連鑄坯表面15mm之內(nèi)捕獲al2o3夾雜物。(2)在結晶器中使用電磁攪拌32。當在結晶器中使用電磁攪拌時，電磁力引起的鋼液流動使凝固前沿得到了凈化，這樣一來凝固前沿的al2o3夾雜物就能被清除掉。(3)降低鋼

18、包中的s33，34。由于s的富集和凝固前沿溫度梯度的緣故，鋼液的表面張力從凝固前沿到結晶器中心是增加的。這種表面張力梯度使得al2o3夾雜物向凝固前沿運動并且被捕獲。1.2.2 利用nb脫氧生產(chǎn)無al2o3夾雜物連鑄坯在澆注鋼錠的時代，nb脫氧是用來生產(chǎn)所謂“經(jīng)濟鋼”的。如同在1.2.1.2節(jié)中提到的，其脫氧產(chǎn)物（nb氧化物夾雜）在凝固期間析出。由于這些夾雜物的尺寸小于幾微米，這種方法在生產(chǎn)實踐中控制晶粒尺寸很有效。另外，凝固后在冷卻期間鋼中的n與nb形成穩(wěn)定的nb碳氮化物，有效地控制了奧氏體晶粒尺寸，同樣，在al鎮(zhèn)靜鋼中也是如此，形成al氮化物控制了奧氏體晶粒尺寸。當用nb作脫氧劑加入鋼包的

19、鋼液中并且取代al來固定n，鋼液中就不會形成al2o3夾雜物來作為早期脫氧產(chǎn)物和二次脫氧產(chǎn)物。因而，通過用nb脫氧生產(chǎn)無al2o3夾雜的連鑄坯從冶金角度講是可行的。這意味著用nb脫氧可解決被煉鋼廠稱作老麻煩的al2o3夾雜物問題。為防止用nb脫氧時在鋼液中形成大顆粒早期脫氧產(chǎn)物，向鋼液中加nb時要控制o含量小于與目標nb含量的平衡量（wo15010-4%，見圖1-4,并且如1.2.1.3節(jié)所提及，真空中c脫氧應在加入nb之前進行。對于超低碳鋼(wc10010-4%),即使進行真空處理，wo也要30010-4%或更多些。因此加al（或ti）預脫氧也應當在加nb之前進行以控制wo15010-4%（wal1010-4%）。1.3 連鑄坯的其他缺陷可歸因于連鑄工藝產(chǎn)生的固有缺陷有振痕、內(nèi)部裂紋、中心偏析和連鑄保護渣引起的缺陷。從設備條件和操作條件方面考慮，已經(jīng)開發(fā)