铸锭与连铸2基础理论

1、铸锭与连铸 主讲教授：王硕明 n浇注工艺基础 n连铸 浇注工艺基础 n金属的结晶 n钢水结晶的特点 n钢锭的凝固速度 由钢水转变为钢锭或铸坯，有结晶和凝固两个过 程伴随进行。两者有密切联系，又有所不同。对前者 主要是从金属学原理出发研究金属熔体中晶核的形成， 晶体的长大以及产生的结晶组织，对后者则主要是从 传热原理出发研究钢锭不同部位的凝固过程，凝固速 度以及伴生的物理化学现象。这里在简介金属结晶规 律的基础上，着重讨论钢水结晶和钢锭凝固过程的特 点。 对纯金属，固、液两相 的自由能F固和F液相等的温 度称为平衡结晶温度，以T0 表示图（5-1），此时，固 液两相处于平衡状态，即两 相共存。金

2、属实际温度Tn T0时，F液F固，液态比固态 稳定，晶体将发生熔化。此 时TnT0，称为过热 度。反之TnF固， 固态比液态稳定，晶体将发 生结晶。此时T0Tn， 称为过冷度。只有存在一定 的过冷度时，金属熔体才能 完全转变为晶体。 结晶过程是原子排列有序化的过程， 原子热振动的能量减 少，转化为结晶潜热放出。因此，必须保证有效的传热，才 能使结晶过程继续进行。 金属的结晶历经晶体从无到有，和从小到大的过程。通常 把这两个过程分别称为“形核”和“长大”。 在熔体中首先萌芽达到一定临界尺寸的晶体称为“晶核” 。结晶时熔体中直接产生晶核的过程称为自发形核，而靠熔 体中已存在的固、液相夹杂形成晶核的

3、过程称为非自发形核 。这两类形核的速率（晶核数目厘米秒）都随熔体过冷 度的增加而增加。有的研究者认为，实际金属熔体中没有自 发形核，而由于熔体中存在着大量固、液相夹杂，使形核速 率大大加快。 夹杂表面上产生立方晶核的速率可由下式确定： n= exp- （5-1） 式中 比例系数； e K 2 231312 2 12 )(2 )( TT e K 物质常数； 、 、 分别为钢水与晶体、钢水与杂质及 晶体与杂质间的界面张力； 12 13 23 过冷度。 T 由上式可见，非自发形核速率不仅与过冷度有关， 也与钢水晶体杂质间的界面张力有关，钢水与晶体、 晶体与杂质间界面张力12、23越小，钢水与杂质间界

4、面 张力13越大，则形核速率越高。 晶核长大是原子或原子团接一定规律向晶核表面不 断堆积的过程，伴随着表面能增加。因此，金属熔体必 须有足够大的过冷度，使结晶时自由能的降低足以抵消 其表面能的增加，晶核才得以生长。过冷度越大，晶核 长大的线速度v（厘米秒）也越快： V=K()2 (5-2) 式中K为与金属成分有关的常数。 晶核长大有一定的方向性。传出结晶潜热最快的方向，就 是晶核长大最快的方向。对立方晶格来说，沿晶向长大最 快，形成树枝晶的一次枝芽，六个互相垂直的枝芽继续伸长并 长粗，构成树枝晶的一次轴。在一次轴长大的同时，又形成与 一次轴相垂直的二次轴，随后又可能出现三次轴，四次轴 等等，结

5、果形成树枝晶体。参考教P179图16-11。 晶粒的大小首先决定于形核速率和晶核长大的线速度，即： （5-3） 4 n v hd d晶粒直径，； h无因次常数。立方晶粒h1.093；球状晶粒h1.290 n形核速率- v晶核长大线速度- 形核速率很高，而晶粒长大速度相对较慢时， 得到较细的晶粒。反之，形核速率很低，而晶核长 大速度较快时，则得到较粗的晶粒。 近来的研究发现，结晶速度不同，树枝状晶有 不同的形态。结晶速度越大，树枝晶的一次轴或二 次轴的轴间距越小，即晶粒越致密。 钢水与纯金属不同，它的结晶过程不是在一定的温度下进行的，而 是在一定的温度范围内完成的。随着结晶的进行，固相和液相的平

6、均成 分都在不断变化，因而平衡结晶温度逐渐降低。这个由液相线至固相线 之间的温度区间称为结晶温度范围。以结晶表示。由于铸坯散热，凝 固着的铸坯内存在着明显的温度梯度，一般出现三个结晶区域：固相区， 两相区和液相区。在两相区进行着形核和晶核长大过程，钢锭的凝固就 是两相区由钢锭表面逐渐向锭心推移的过程。 两相区的宽度主要决定于钢水的结晶温度范围和凝固前沿熔体中心 温度梯度。结晶温度越宽，钢水过热度越低和钢锭表面冷却强度越小， 则两相区越宽。 两相区内，邻近固相区的一端，晶体逐渐长大，残存钢水很少，称 固液相区，它与固相区的交界面称固相等温面（或称凝固前沿）；邻 近液相区的一端，过冷钢水中存在着能

7、够自由流动的晶体，称液固相 区，它与液相区的交界面称液相等温面（或称结晶前沿）。固液相区和 液固相区的交界面为可流动面。在液固相区，晶体和钢水在重力作用 下产生重力迁移；而在固液相区，钢水只能在润湿力的作用下产生毛 细迁移。两相区中形核地点、晶核长大速度以及熔体运动特征的变化， 使钢锭结构和性能发生很大变化。两相区窄有利于柱状晶发展，两相区宽 有利于等轴晶发展，两相区内的钢水已呈半凝固状态，冷凝收缩产生的孔 隙不易得到高温钢水的填补，析出的气体和夹杂物也难于上浮。两相区宽 度增加，钢锭中的疏松可能严重，气体和夹杂物含量可能增多，晶间偏析 可能发展，但区域偏析将有所缓和。 由于选分结晶，硫、磷、

8、氧、碳等夹杂不断在凝固前沿母液中富集， 形成杂质浓度高于平均成分数十倍的偏析层，其厚度可为10-3 10-4 ，在可流动面液固两相两相流的流动速度最大、静压力最小，此外偏析杂 质浓度最高。如果把可流动面近似看作凝固前沿，假设杂质的分配系数k 与浓度无关（k为常数），且不考虑杂质在固相内的扩散及在液相内的对 流，则偏析层内杂质的浓度可由下式确定： 00 1 Ce k k CC x D v x （-） 式中Cx距凝固前沿x 处的杂质浓度； C0钢水中杂质的原始（平均）浓度； k杂质的分配系数（固液）； D结晶速度； v杂质在液相区的扩散系数。 由式（-）可见钢水结晶速度越慢，杂质在钢中扩散越 快，

9、杂质偏析倾向越大（k越小），则偏析层内杂质的浓度越 高。而且随着到凝固前沿的距离增加，杂质的浓度逐渐减小。 杂质的浓度提高使钢水的平衡结晶温度降低。偏析层内钢水的 平衡结晶温度 Tx可由下式求得： ) 1 1( 00 x D v x e k k mCTT （-） 式中T0原始（平均）组成钢水的平衡结晶温度； m合金相图上液相线的斜率。 在凝固前沿两相区内，由于偏析杂质的浓聚引起熔体平衡结晶温度降低， 使液固相区内钢液过冷度比固相前沿的过冷度大的现象称“组成过冷”。如 图-所示，凝固前沿熔体的平衡结晶温度降低至凝固前沿的温度 时，柱状晶停止生长；而在凝固前沿前面的熔体中，可产生孤 立晶核，形成自

10、由等轴晶。此时钢水实际温度低于熔体平衡结晶温度的区域。 （图5-2阴影部分）称组成过冷区。钢锭凝固初期，结晶速度极快，未出现 明显的偏析层，晶核直接在很窄的两相区产生，凝固前沿以很高的速度推进， 形成细小等轴晶的钢锭表面层。其后，钢锭散热强度降低，结晶速度减慢， 在凝固前沿产生了偏析层但厚度很小，杂质浓度也较低，因而仍然直接在凝 固前沿两相区中发展柱状晶。结晶速度进一步降低时，偏析层的厚度及杂质 的浓度随之增加，使平衡结晶温度显著降低。结晶将越过凝固前沿的偏析层， 跳跃到内层较热的，但实际过冷度较大的钢水中进行，产生孤立晶核并开始 长大。至此，方向性的柱状晶停止生长，而得到等轴晶的过渡晶或等轴

11、晶。 钢锭的凝固速度不仅决定着铸锭的生产率，而且影响钢锭的结构和质量。 对于连铸，它是确定连铸机高度和拉速速度的主要因素。 在凝固初期，可以近似地认为钢水经凝固层向模壁的传热为单方向的传 热，将凝固过程的三为不稳态传热简化为一维不稳定态传热。由此，得到凝 固层厚度与时间的关系式，即凝固的平方根定理： kx (5-6) 式中x凝固层厚度，； 凝固持续时间，min； k凝固系数，mm/min。 凝固系数k代表凝固速度的快慢。它随钢水性质及铸锭的工艺和设备条 件而在很大范围内变化。 对于连铸，整个凝固过程始终接近于单向传热，因而铸坯凝固前沿的推 延速度比较符合平方根定理。而对于模铸，除凝固初期外，以

12、后由于传热条 件的变化，应用平方根定理偏差较大。 测定钢锭凝固速度（或凝固系数）有如下的方法：1、翻倒法；2、示踪 法；3、测温法；4、棒探法；5、打钉法；6、热流法；7、模拟法。 n连续铸钢的优越性 n连铸钢水质量控制 n连铸钢水炉外精炼工艺路线 n连铸保护浇注 n连铸工艺 n连铸坯质量控制 n节省工序缩短流程 n提高金属收得率 n降低能量消耗 n生产过程机械化和自动化程度高 n连铸钢种扩大，产品质量日益提高 与模铸相比,省掉了脱模、整模、均热和开坯 等工序。 基建投资可节约40%,占地面积减少30%，劳动 力节省75%。 薄板坯的出现，省去了粗轧机组，厂房面积减 少48%，连铸设备重量减少

13、50%，热轧设备重量减 少30%。从钢水到薄板生产周期大大缩短，传统板 坯连铸需40h，而薄板坯仅为 12h。且其能源费 用减少50%，生产成本下降20%，吨钢投资费用减 少2030%。 钢锭开坯切头切层损失达1020%，而连铸坯 的切头切层损失为12%，故可提高金属收得率 1014%。 连铸省掉了均热炉再加热工序，可使能量消耗减少1/2 1/4。（省初轧开坯能耗）。 据日本资料，生产1t钢坯，连铸比模铸一般节能（41.8 125.4）104KJ，相当节省重油1013/t坯。 若连铸采用热送工艺，节能板坯温度500节30%，板坯温 度800节50%，板坯热装温度提高100，可使加热炉燃料消耗

14、降低80120MJ/t坯。 采用铸坯直接轧制工艺可进一步降低能耗，实验得出不同 工艺能耗是：冷坯加热轧制降低能量消耗为1260103KJ/t坯， 热装轧制为840103KJ/t坯，直接轧制为420103KJ/t（？） 坯。 热送和直轧不仅节能，且缩短加工周期。从钢水到轧制成 品沿流程所经历的时间是：冷装30h、热装10h、直接轧制2h。 目前，几乎所有的钢种都可采用连铸生产，且 连铸钢的品种已扩大到500多个。 就钢种而言，超纯净*钢（IF钢），高牌号硅 钢、不锈钢、工向钢、管线钢、重*、硬线、工具 钢、以及合金钢都可用连铸生产。 对于沸腾钢，由于结晶器不应产生沸腾，因而 开发了沸腾钢的代用品

15、种。其中有美国的Riband钢 、日本的准沸腾钢、德国的伯C铝镇静钢，与适当 的炉外精炼（如RH）相配合，保证了连铸生产冷轧 板的质量。 n钢水温度的目标管理 n连铸钢水温度控制对策 n钢水成分的控制 n钢水纯净度的控制 n连铸钢水温度控制的重要性 n连铸钢水传递过程温度变化规律 n连铸钢水浇注温度的确定 合格的钢水温度是连铸工艺稳定和获得合格铸 坯的最重要的工艺参数之一。因此，以钢水温度作 为可否进行浇注的主要判断标准。 对钢水温度的要求为： a)连铸钢水出钢温度要求比模铸高2050，原 因是与模铸相比浇注时间长，中间包额外热损失。 b)浇注温度稳定，波动范围要小。 钢水从出钢到浇注过程温度

16、变化与流程有关，只吹Ar时如图： 钢水过程总温降T总: T总=T1+T2+T3+T4+T5 式中T1出钢时温降 T2为出钢后到钢水炉外精炼站运输过程中的温降。 钢液在钢包内温降与包容量有关，包容量越大，单位钢水所占的的包衬体 积减少，单位时间降温减少，如20t钢平均降温为1/min，80t包为0.3/min ，170t包为0.22/min 对90t包热损失计算表明，包壁耐材吸热占热损失总量的5560%，包底吸 热占15 20%，表面渣层热损失为2030%。包衬温度越高了，热损失越少 。 钢包加盖的保温效果是：从脱气至浇注结束的平均温降：加盖11.5,不加 盖为37.5，从浇注开始至浇注结束加盖

17、为4.9，不加盖为15.8。 T3为钢水在钢包处理过程的温降取决于处理方法和时间。 T4精练后钢包运至中间包处过程温降主要取决于大包开浇的等待时间 。 T5钢水从大包至中间包及中间包内的温降。钢水的热损失主要是中包内 衬吸热和钢水表面的辐射散热。 试验测定，如中包钢水表面无任何覆盖剂，表面的辐射散热占热损失的 90%。 连铸钢水浇注温度，一般是指中间包的钢水温度。 TC=TL+T 式中TC浇注温度，； T中间包钢水过热度； TL钢的液相线温度， 液相线温度TL的计算 过热度T的确定 浇注温度的确定 出钢温度的确定 常用经验式： TL=1537- 88C%+8Si%+5Mn%+30P%+25S%

18、+5Cu%+4Ni%+2Mo%+2 V%+1.5Cr%， TL=1536-100.3C%-22.4C%2-0.61+13.55Si%- 0.64Si%2+5.82Mn%+0.30Mn%2+4.2Ca%+4.18Ni%+0.01Ni%2+1 .59Cr%-0.007Cr%2， TL=1536- 90C%+6.2Si%+1.7Mn%+28P%+40S%+2.6Cu%+2.9Ni%+1.8 Cr%+5.1Al%，(CS0.030%的炉次，缺陷率为20%，随着含硫量增加 ，缺陷率增大，当S 0.040%时，缺陷率为100%。可见钢水S 0.025%是保证产品质量的必要条件。 对直接*管的连铸圆坯，要求

19、含硫量小于0.020%。 普碳钢连铸坯要求S 0.030%，Mn/S 15,才能防止铸坯产生 裂纹和减少漏钢。 (c)残留元素含量的控制 钢中残留元素钙、锡、铅、*等通常由废钢带入，连铸坯在 冷却过程中这些元素在晶界富集，造成铸坯表面裂纹，总量 0.2%。磷会使钢的晶界脆性增加0.02%。裂纹敏感性增强，因 此S+P、MgO10%、CaO12.5%、SiO23% 。 铝镇静钢中Als在0.02%0.05%，不发生水口堵塞的中间包 水口直径为5070。 防止钢水中Al2O3群簇状夹杂物堵水口的措施有：第一用Fe-Al- Si合金代替铝脱氧，可稳定提高铝的回收率。 由Al-Si相图知，纯Al的熔点

20、是660，而Fe-Al-Si合金熔化温度 较高，加入的Fe-Al-Si合金在钢包内保持固态时间较长，受热内部 应力增加，合金炸裂有利于Al向钢水中溶解；同时，合金中Si的初 晶体包围Al-Si共晶体，保护Al不被空气氧化，使合金分散在熔体 内进行脱氧反应。Al氧化生成的Al2O3包含在低熔点的Al2O3-SiO2- (Mn-Fe)O 或Al2O3-(Mn-Fe)O系中，水口不易发生堵塞。第二喷吹 Ca-Si粉或加入Ca-Si包芯线。 控制钢中Al含量和减少钢中Al2O3夹杂最有效的办法是钙处理， 使高熔点的Al2O3转变为低熔点的铝酸钙，改善可浇性，有效地防止 水口瘤，但要控制好Ca/Al比。

21、 当Ca/Al0.07时，增加Ca量使浇注性能得到改善； 0.07Ca/Si0.10.15时，生成夹杂物CaO2Al2O3占多数，大大 改善钢水流动性，完全避免水口结瘤。 炼钢炉渣进入钢包后，渣中FeO将与钢水中合金元素反应， 这将影响合金的回收率、钢水成分的稳定性、钢包精炼的冶金 效果。 炉渣进入钢包后还会引起回磷，影响包衬寿命。 转炉出钢一次下渣可采用钢板制成圆锥挡渣帽截挡，其效 果稳定可靠。二次下渣（出钢完下渣）用挡渣球等。 电炉用偏心炉底出钢 综合当今世界各国以转炉和电炉为主要炼钢方法的现代冶 金生产，大体可以概括为两类典型的优化工艺流程，即： 一是高炉铁水铁水预处理转炉炼钢钢水二次精

22、 炼连铸连轧 二是废钢、生铁、金属化球团电炉炼钢钢水二次精 炼连铸连轧 这两类典型优化的生产工艺流程，炉外精炼都是必不可少的 重要组成部分，炉外精炼其作用如下： 提高冶金产品质量，扩大炼钢品种的重要手段 近年来，交通、能源、采掘、轻工、机器制造和电子技术等 行业迅速发展，各行业的用户对炼钢产品的质量要求越来越高， 用途也越来越广，一大批超低C、超低S、气体含量极低、成分 控制范围要求很窄的钢种，无法依靠传统的炼钢方法生产。只有 采用包括铁 水预处理和钢水的二次精炼在内的各种炉外精炼技术，才能获得 高质量钢和扩大品种的需要。 是优化冶金生产工艺流程，进一步提高生产率、节能降 耗、降低生产成本的有

23、力手段。 该技术的发展，优化了冶金工艺流程，提高了生产效率。例 如超高功率电炉与IF、VOD、AOD等二次冶金装备组成了新的生 产工艺流程，不仅使传统的电炉炼钢生产过程简单化，使生产率 成倍提高，而且使不锈钢、轴承钢等难炼钢种成本下降了。又如 铁水预处理装置、转炉和二次冶炼装置组合在一起，使转炉发挥 脱碳提温的优势，克服了快速脱碳、升温过程中造渣脱磷、脱硫 的困难，优化了转炉生产过程，提高了转炉生产效率和生产的稳 定性。 炉外精炼已成为保证炼钢连铸铸坯热装和直 接轧制的必要工艺手段。 国内外连铸生产经验证明，炉外精炼不仅具有保证连铸 钢水质量，提高铸坯质量作用，而且在时间节奏的衔接上起 了重要

24、协调和完善作用，成为稳定连铸生产的关键因素。 钢水二次氧化与钢的清洁度 浇注过程中二次氧化源 浇注过程中钢液二次氧化产物的形成 二次氧化量度的评价 防止二次氧化的对策 n钢清洁度概念(洁净度) n二次氧化生成夹杂物特征 钢的清洁度,主要是指钢中即铸坯非金属夹杂物的数量、尺寸、分布 和形态。 原则上讲，钢中夹杂物含量越少，清洁度越高，钢质量就越能得到 保证。然而，钢的清洁度又是一个相对概念，它是根据产品用途来确定 连铸坯非金属夹杂物水平，以决定合理的生产工艺路线和技术对策。例 如对低碳深冲钢、轴承钢、高碳冷拔钢对连铸坯清洁度提出了更高的要 求，而对钢筋、线材用钢，主要保证机械性能，对清洁度的要求

25、就不那 么苛刻。 连铸坯夹杂物来源可分为内生和外来。内生夹杂物主要是脱氧元素 与溶解在钢中O的反应产物。内生夹杂一般为显微夹杂，它的特点是颗 粒直径小（0.01%钢时，Al2O3沉积在水口壁上而使注流变细甚至堵塞导 致中断浇注。 注流卷入空气，即从钢包水口流出的高速注流，在周围形 成一个负压区，把大量空气卷入熔池中。如注流分裂成液滴散 流，每个液滴都卷入空气，吸氧速率大大增加。吸氧速率可达 60倍以上。 钢液表面更新吸氧：浇注过程中熔池表面不断更新吸氧比 静止钢液面要严重得多。理论计算指出：中间包表面积为 10005000mm2,熔池深度700mm，由于注流冲击引起中间包液 体流动，使裸露表面

26、在1.15s就更新一次，则1min内表面更新52 次，裸露于空气中的钢水表面积达到260m2,可见由表面更新造 成的二次氧化是相当严重的。 由中间包水口注流进入结晶器引起钢水的环流运动，沿结 晶器壁上升的环流最大速度： F dV V 00 max 69. 0 式中V0中间包水口流出的注流速度，m/s； d0注流直径，m； F结晶器断面积，m2。 结晶器钢液面水平环流速度VH： 结晶器钢液与大气接触时间t： 式中D为结晶器宽面长度。 F dV VH 00 414. 0 H V Z D t 由上述公式计算结晶器钢水表面与大气接触时间是： 180400mm，0.03min；2001200mm，0.1

27、26min。可见在中间包 或结晶器钢液面与大气接触造成的二次氧化是相当严重的。 在小方坯结晶器液面上出现的浮渣，主要是钢液与空气作用的 二次氧化产物。钢液中含有易氧化元素如Al、Ti、Si、Cr，最倾向 于形成表面浮渣或氧化渣皮，如不掏出或被保护渣吸收，易卷入凝 固壳表面形成夹渣缺陷，或者嵌入凝固壳形成“热点渣斑”，甚至 造成出结晶器漏钢。 钢液面上氧化产物增长速度是与钢液面处气氛中氧浓度和钢成 分有关的。氧化产物增长厚度可表示为： 式中氧化产物厚度； tkCO 2 大气中氧浓度； k氧化反应速度常数； t钢水与大气接触时间。 假设氧化产物增长速度仅决定于气氛中含氧量，则敞开浇注 与保护浇注时

28、（气氛O285%） 几乎不增Si。因此为防止上述反应的发生，钢包衬用高铝质或 碱性耐火材料，中间包衬用Mg质绝热板或高铝砖砌加MgO涂层。 第二钢水与水口材质相互作用 生产实践表明，用熔融石英浸入式水口浇注高锰钢（如 16Mn），水口侵蚀速度达610mm/h，浇注普碳钢则为1 1.5mm/h。原因是： 2Mn+(SiO2)=2(MnO)+Si (MnO)+(SiO2)=(MnOSiO2) 钢水中锰与Al2O3SiO2系(莫来石)也能进行反应： 4Mn+( Al2O32 SiO2)=4(MnO)+2Si+( Al2O3) 所以用熔融石英浇含铝和高锰钢时，铝和锰是水口的腐蚀剂，生成的反 应产物在钢

29、液与耐火材料之间形成过渡层，其厚度为100300m组成为 33%MnO、1921% Al2O3、3237% SiO2、27%FeO，其熔点为1200左右 ，当过渡层生长达到一定尺寸后就形成液滴剥落，而有些渣滴留在钢中成 为外来夹杂物。 钢水中锰与铝不与Al2O3发生化学反应，因此可用刚玉或高铝质水口抵 抗锰、铝的化学侵蚀。但刚玉太贵，而高铝质耐火材料热稳定性较差，容 易崩裂，因此加入石墨以改善热稳定性和强度，故高铝石墨质水口广泛应 用。 用两种不同材质水口浇含铝、锰钢，钢中大型夹杂物变化是： 熔融石英水口：101个/1002（300400m） 石墨高铝质水口：0.05个/1002（100200

30、m） 转炉出钢时，高FeO炉渣被钢水卷入到钢包内部，悬浮的渣 滴与钢水中的硅、铝、锰等元素发生反应，反应产物在吹氩时 可上浮分离，但一部分也进入结晶器成为铸坯的外来夹杂物。 渣中（FeO）越高，铸坯中夹杂物就越严重。 钢包中（FeO+MnO）越高，钢中总氧量就越高。若要使钢中 总氧量小于20ppm，则渣中（FeO+MnO）应小于10%。因此要 严格控制钢包渣下到中间包、而中间包应采用良好的覆盖剂。 浇注过程中高FeO渣子会黏附在钢包衬表面上，它是氧 的储存器。当下一炉钢水进入钢包时，包衬表面氧势比钢 水要高，则氧要释放出来氧化钢的含金元素，这种二次氧 化现象有时可导致成分出格。 残留在钢水中二

31、次氧化产物卷入炉渣与耐火材料相接 触会产生严重的侵蚀作用。如MnO和SiO2形成液态硅酸锰 ，渣中FeO+MnO对包衬和塞棒侵蚀。因此采用挡渣出钢， 减少渣中FeO+MnO含量，稠化钢包顶渣等，以减轻对耐火 材料的侵蚀，这对减少由耐火材料带来的大型夹杂物是十 分有利的。 二次氧化产物形成模式 钢中夹杂物起源的追踪 钢液从空气中吸氧之后，二次氧化产物的形成分为两种情 况： （a）硅镇静钢 （Ai0.01%） 对脱氧情况 当钢中Al l0.01%时，钢中溶解O很低，钢中O全部与Al 结合生成Al2O3，而没有O与Si、Mn反应，故夹杂物全部为 Al2O3。 对二次氧化情况 空气中大量供氧，首先是钢

32、液表面Al大量氧化生成 Al2O3，如钢流暴露在空气中时间短，且Al含量高，钢中Al 不会全部氧化掉，如暴露时间长了就有Si、Mn同时氧化。 因此二次氧化产物是随Si、Mn氧化程度而不同的。开始生 成大块的群状Al2O3，然后生成多相的球形夹杂或单相的硅 酸盐类夹杂。 在连铸坯中发现的夹杂物组成复杂,形状各异,很难区分夹杂物属于哪一种 来源。研究指出，钢液与空气二次氧化所生成的夹杂物，其组成特点是弱脱 氧元素（如Si、Mn）含量较多。如铝脱氧钢（如重轨），钢包内主要是Al2O3 夹杂,但钢锭中发现了大颗粒球形夹杂,其组成是：Al2O3 6.9%，SiO2 47.9%， MnO 41.5%,Fe

33、O 0.8%,TiO2 0.8%，S 2.1%，低碳钢（Al0.01%）连铸坯中分 离出大于80m大颗粒夹杂，其组成是：SiO2 3655%、Al2O3 1326%、CaO 0.351.54、MnO 1928%、MgO 0.401.4%。夹杂物中SiO2 + MnO含量大于 60%以上，可以判断它是由空气二次氧化所致。 为区分铸坯中夹杂物来源，采用示踪法来追踪夹杂物起源，可为改进工 艺指明方向。如转炉渣加BaCO3、中间包渣加La2O3、结晶器加CeO2、中间包 衬加ZrO2。如铸坯夹杂物中发现有BaO、La2O3,说明有转炉渣和中间包渣下到 结晶器而卷入铸坯；铸坯夹杂物中含有Ce2O和ZrO

34、2，说明有包衬耐火材料侵 蚀和保护渣的卷入。 对弧形连铸机铸坯夹杂物示踪实验指出，浇注过程中构成铸坯中夹杂物的 贡献是：出钢氧化10%，脱氧产物15%，炉渣卷入5%，浇注二次氧化40%， 耐火材料侵蚀20%，中间包渣10%，这说明铸坯中夹杂物基本上是外来夹杂物。 评价钢水二次氧化程度有以下几种方法： 中间包Al平衡法 钢水氮平衡 钢中总氧量 钢中夹杂物评级 对Al镇静钢，可用钢包中 间包铸坯中酸溶Al的损失来 衡量二次氧化。如注流无保护， 钢包中间包Al损失达0.013%， 注流有保护，Al损失为0.007%。 钢中Al减少0.005%，相当于从 空气中吸氧46ppm。 酸溶Al的损失包括空气

35、、 包衬、炉渣等的氧化损失，为此 用中间包Al平衡法来衡量二次 氧化所占的比例。如图所示，从 钢包中间包钢水酸溶Al损失 包括： (a) 从钢包中间包注流氧化损失，Ala； (b) 中间包覆盖渣和包衬对Al的氧化损失，Ks； (c) 注流冲击卷入空气对Al氧化损失，Kf； (d) 中间包水口对钢水Al氧化损失，Ale。 若中间包液面稳定时，则中间包钢水Al的平衡算式可表示为： 式中Q中间包钢水量； AlL钢包钢水酸溶Al量； AlT中间包钢水酸溶Al量； W浇注流量。 当中间包液面稳定时，求解上述方程，并简化为： AlT=AlL-Ala- (Ks+Kf)/W fsTal KKWAlWAlAl

36、dt Ald Q 式中有五个未知数，AlL、AlT由取样分析得知，设计专 门的试验求Ks、Kf、Ala见图： 由a试验得中间包钢水Al损失为50ppm（即为Ks）；由b试 验得中间包Al损失为84ppm，b-a=84-50=34ppm（即Ala）； 由c试验得中间包钢水Al损失为149ppm，则K f149-50- 34=65ppm。由此可计算二次氧化所占比例是：注流氧化23%， 中间包衬和渣33.5%，注流冲击和卷渣43.5%。这样为减少中间 包二次氧化提供了方向。 浇注过程中钢水从空气吸氧的同时也从空气吸氮，钢水中氧 含量的增加也表现为钢中N含量增加。而钢水中N的来源比较 单一，主要来源于

37、空气。因此，可用钢中N含量的增加来指示 钢水二次氧化的程度。下表表示钢包中间包注流保护对吸N2量 的影响。 钢包中间包注流的吸氮量，ppm 敞开浇注 Ar气保护 N2气保护 长水口保护 长水口+吹Ar 长水口+Ar环 14 7 17 11 5 3 钢液与大气接触能吸氧与吸N2是同时进行的，而从空气吸 氧量是无法测定的。根据吸氧和吸氮速度方程以及吸氧和吸氮 时接触面积相等原则，导出了由钢水吸氮量来换算吸氧量公式： 式中O钢水从空气中的吸氧量，ppm； 钢水密度，7.0g/cm3； KN吸氮速度常数，1.010-2cm/s； 吸氧速度常数，0.256610-5cm3/(cm2SPa)； N在铁液中

38、饱和溶解度，440ppm； 钢包内氮含量，ppm； CN铸坯中氮含量，ppm； 大气中氧分压。 N S N NN N OO CC CC K PK O 0 3 ln10 22 2 O K S N C O N C 2 O P 如小方坯连铸为敞开浇注，从钢包中间包铸坯测定的N 含量分别为31、38.7、56.2ppm，按上式计算，钢包铸坯从空气中 吸氧量为61.2ppm，测定的连铸坯中总氧量为164.5ppm，则从空气 中吸氧约占37%，可见敞开浇注空气二次氧化是相当严重的。 浇注Al镇静钢，钢包中间包敞开浇注和钢包中间包使用长 水口保护浇注，钢水中Al量和按上式计算的吸氧量见下表 钢包中间包结晶器

39、钢水N量 含量 钢包中间包敞开浇注 钢包 中间包 结晶器 钢包中间包长水口 钢包 中间包 结晶器 吸N 钢包敞开中间包长水口 N,ppm O,ppm 24.36 48.29 54.33 32.5 24.63 28.3 31.76 4.9 23.7 3.7 由表可知敞开浇注时从钢包中间包钢水吸N近24ppm， 换算为吸O为32.5ppm；采用长水口浇注时，从钢包到中间包 吸N为3.7ppm，换算为吸O约5ppm，可见采用长水口保护浇 注从空气中吸氧减少6.5倍。 敞开浇注时中间包钢水中O总中来源于空气的氧占39%， 而采用长水口保护浇注仅为5.4%,可见保护浇注效果十分明显。 钢中总氧量O总=O

40、溶解+O结合。 O溶解又叫自由氧或氧活度aO，它可用溶氧探头直接测定。 当钢液脱氧后，与溶解在钢中的元素相平衡的溶解氧是很低的。 如钢中Al=0.01%，与之相平衡的O300m19.06%，300140m39.46%，14080m19.8%， 50m夹杂物如下表，加Al 量增加，钢中成簇状Al2O3和 大颗粒夹杂物呈增加趋势。 铸坯中大型夹杂物 铝脱氧 成簇夹杂物和大颗粒夹杂物量，个/cm2 5070m 80110m120m 0.3kg/t 0.38 0.17 0.05 1.0kg/t 0.57 0.20 0.10 连铸过程中，从钢包中间包结晶器采用全程保护浇注， 是防止二次氧化的有效措施。

41、v保护介质的工艺功能 v浇注方保护法 保护介质有以下主要功能 (a) 把液体金属与空气隔开防止二次氧化； (b) 减少中间包、结晶器钢液面的热辐射损失，防止表面结 壳； (c) 吸收从钢液上浮的夹杂物； (d) 在结晶器铜壁与凝固坯壳之间起润滑作用。 o气体保护法 o液体保护剂 o固体保护剂 o物理方法 目前小方坯*采用Ar、N2作为钢包中间包或中间 包结晶器的保护气体，但是必须注意使保护气氛中 的O21%才能有效防止二次氧化。 液体保护剂可分为三类：矿物油、植物油和合成 油。合成油一般是矿物油的混合物。 目前小方坯敞开浇注的结晶器广泛使用菜籽油做 润滑保护剂。油流到结晶器四周的铜壁上附着油膜

42、 ，当油与高温坯壳接触就裂解，油挥发成含CH化合 物的还原性气体，在弯月面上起防止空气二次氧化 的作用，同时有碳沉积在铜壁上，当结晶器向下运 动时，油或碳被挤入到坯壳与器壁之间起润滑作用 。菜籽油用量一般为0.20.3L/t钢。 钢包中间包采用Al-C质长水口，把水口插入中间包溶池 里100mm左右。 保护好坯的关键是钢包滑动水口与长水口连接部位密封状 况，这是空气最容易进入的区域。因为长水口内径大，未被钢 流充满，如同一个抽气泵把空气从接缝处吸入。为此可能的解 决办法： 一是接缝处使用耐火纤维密封。由于纤维不致密或受高 温变形而损坏会有空气进入，吸N约10ppm。 二是接缝处使用金属环并通A

43、r气，吸 N约2ppm。 三是在接缝处直接接通Ar气，吸 N约6ppm。 四是在接缝处严密通入Ar气使长水口顶部区形成正压区 ，并用仪表温控，可完全避免吸 N。 实践知：钢包滑动水口滑板与下水口接缝处（简称C区） 和下水口与长水口接缝处（简称 D区），通入Ar气120L/min， 吸 N约 5.5ppm。滑动水口固定滑板与滑动滑板接缝处（简称B区），吹 Ar50100L/min，吸 N1.7ppm。仅在C区和D区吹Ar10 15L/min，吸 N2.3ppm.。在B、C、D区同时吹Ar，吸 N0.2ppm 。接缝处仅使用密封环不吹Ar，吸 N4ppm，而不用长水口保护 效果： 一是减少了钢中总

44、氧量。铸坯中总氧量在使用长水口，20 25ppm；在敞开浇注4050ppm，总氧量减少，说明铸坯中Al2O3 夹杂减少了。硫印试验指出，90%铸坯无皮下夹杂。 二是减少钢中酸溶铝损失。钢包中间包钢水Al损失，对 塞棒钢包，用长水口为0.005%；敞开浇注为0.0119%。对滑动水 口钢包，用长水口为0.008%，敞开浇注为0.0196%。采用长水口 后，由于Al氧化少了，几乎消除了铸坯皮下Al2O3夹杂。用火焰 清理铸坯表面发现，使用长水口保护的95%铸坯无皮 下夹杂，而未采用的为63%。 三是减少了渣中Al2O3含量。使用长水口浇注，中间包渣中Al2O3为 2025%，结晶器Al2O3为10

45、%；而敞开浇注时，中间包渣中Al2O3为 3040%，结晶器Al2O3为1020%。结晶器保护渣中Al2O3降低，改善了渣 子流动性，传热均匀，减少了板坯纵裂和漏钢，同时也降低了Al2O3堵水 口的几率。 四是提高了冷轧板的质量。冷轧板的条状缺陷主要来自于铸坯中的 Al2O3夹杂。钢包中间包采用长水口浇注对冷轧板质量的影响是铝酸钙 夹杂产生的条带状缺陷的废品由约24%（敞开浇注）降为8.8%（保护浇注 ）；冷轧板由于Al2O3夹杂报废由7%减少到0.8%。 五是减少了钢水温度损失，减少吸氮1030ppm。 使用长水口的缺点是：中间包钢流冲击点侵蚀加重，中间包钢液有分 层现象，看不见钢包下渣。

46、浇注前的准备 浇注操作 浇注温度控制 拉坯速度控制 操作中事故分析 n钢包的准备 n中间包的准备 n结晶器的检查 n铸坯导向和二冷区检查 n拉矫机和剪切操作检查 n堵引锭头操作 为减少钢包热损失,包衬应加绝热层,并准备好钢水的碳化 稻壳和钢包覆盖剂。 钢包应用快速周转的红包，当钢包衬温度低于800时， 应该用煤气烤包至1000以上。 安装滑板认真，要求钢包干净无渣，无冷包底；滑动水 口执行机构灵活，吊包前将烘烤好的填料（引流砂）加入水 口砖内以填满水口为宜。 中间包有储存钢水、减低钢水静压力、分流和净化 钢水的作用。是钢水进入结晶器的最后一个重要冶金反 应器。 中间包要求严格砌筑； 砌筑完毕要

47、清扫干净，不得留有残砂； 水口必须烘烤，时间不少于30min，水口直径的选 择根据铸坯断面和拉速而定。对于小方坯采用敞流浇注 的定径水口，1202断面一般是用1415mm的水口， 1502选用1518.5水口，水口材质为ZrO2。（结构 上有全锆质，内套为锆质外套为高锆质镶嵌式、内层为 锆质，外层为锆石英质复合式水口）； 对多流铸机各水口中心距应与铸机设计的流间距相 同，砌筑误差不得大于1.5； 对于板坯和大方坯中间包采用高铝质塞棒控流量 和浸入式水口保护渣浇注。浸入式水口材质有熔融石 英和高铝石墨质； 砌筑水口、安装塞棒要严格规范； 浸入式水口的烘烤，硅质水口加热温度不得超过 800,否则氧

48、化硅非晶体结构骤变成碳化硅，使耐火 材料质量恶化。铝碳质水口必须从外部进行烘烤加热 ，烘烤要逐渐升温，烘烤时间在1h左右； 砌砖的中间包烘烤时间在12h，中间包内衬表 面温度达10001100以上。 结晶器是钢水凝固成型的重要设备，结晶器出口必 须有足够而均匀的坯壳厚度，保证不会拉漏。实践证 明，铸坯很多缺陷（如裂纹、菱变等）都产生在结晶 器内，为此拉钢前作好结晶器的检查是十分重要的。 (a) 认真检查结晶器内工作面，要求无严重损伤， 检查进出水压力是否正常，不得有渗水现象。 (b) 检查振动装置是否正常 (c) 组合结晶器宽面和窄面之间的缝隙应小于 0.3mm，用铜垫片使宽窄面板接触处呈13

49、5的斜角， 可防止起高挂钢。 (a) 二冷供水系统是否正常运转，水质量是否符 合要求； (b) 检查二冷各段喷咀是否畅通； (c) 检查二冷水质量是否符合要求； (d) 对于气水冷却，检查压缩空气的供应，要 保证总压力在0.4Mpa以上，雾化水的气压力在 0.2Mpa。 (a) 检查结晶器内壁和引锭头是否干燥，如潮湿要用压缩空 气吹干。 (b) 引锭头与结晶器壁缝隙要均匀，并用石棉绳堵好，石棉 绳与引锭头平齐。 (c) 引锭头槽内添加废钢屑和适量冷钢，但结晶器内冷钢不 宜过多，以免造成起高引锭头拉脱。 (d) 在结晶器内壁用浸菜籽油的布涂抹均匀，防止开浇时钢 水与铜板粘结。 (e)从开始堵引锭

50、直至拉钢浇注前，振动机构、拉矫机、喷 水冷却阀门和夹辊的液压系统均处于静止状态。为防止二冷室 内潮气浸湿石棉绳，应在开始堵引锭时启动二冷室抽风机。因 石棉绳潮湿易造成结晶器内钢水翻动乃至起高漏钢。 将钢包旋至（放至）浇钢位置，锁定。 为保证开始注入结晶器内钢水完全脱氧和水口“出苗”钢 水的流动性，在中间包底上均匀撒些硅钙粉（约2）。 对于板坯和大方坯，调整中间包车升降使浸入式水口底部 距引锭头顶面50100，在正常浇注时浸入式水口侧孔顶部大 约在规定的钢液面高度下200处。 钢包开浇后，当中间包液面高度达200时，向钢液面加 入炭化稻壳覆盖。当中间包液面高达300时开浇。 当钢水注入结晶器后，

51、结晶器液面不断上升，为控制起步 时间，保证结晶器内的坯壳厚度，采用定径水口浇注时可用摆 槽控制，一般起步时间在60s左右，摆动13次即可。用塞棒浇 注可控制塞棒开启程度。 当结晶器钢水液面距上口80120时，按动拉坯按钮，使拉 矫机和振动机构启动，同时启动二冷喷水。加保护渣、 * 中间包开浇5min后，在距离注流最远的水口处进行测温 。Q235：1530155020MnSi15101530 对不同断面，拉速要保持相应的中间包液面高度。见下表： 铸坯断面、拉速与中间包液面高关系 断面 中间包液面高度 工作拉速 m/min 起步拉速 m/min 起步时间 s 150150 430 1.21.6 0

52、.81.0 5060 120120 410 1.82.2 1.41.6 4050 向结晶器内注入钢水到开始拉坯的时间为起步时间，一般在 3555s。当结晶器内钢水淹没浸入式水口侧孔时，可向结晶器 内加入保护渣，当液面距结晶器上口100时开始起步拉坯。起 步拉速为0.3m/min左右，保持30s以上再缓慢升速，1min后可达 正常拉速的50%，2min后达正常拉速的90%。然后根据中间包内 测得的钢水温度设定拉速。如中间包塞棒有吹氩设施时，在中间 包开棒时氩气应控制较小流量，待结晶器液面稳定后再缓慢调整 氩气流量，防止结晶器钢液翻腾。 拉坯速度以每分钟拉出的铸坯长度m/min来表示。 拉坯速度一

53、般在设计连铸机时设定。正确控制拉速是保证 顺利浇注。充分发挥铸机生产能力，改善铸坯质量的关键因素 之一。但拉速的提高受钢水凝固速度的限制，若拉速太快，会 使结晶器出口处坯壳太薄容易产生漏钢事故。或说拉速是结晶 器出口坯壳厚度和液心长度的主要因素。 影响拉速的因素有钢种、中间包容量、中间包液面深度、 铸坯断面、冶金长度、结晶器出口坯壳厚度、浇注温度等。 v漏钢 v水口堵塞 (a)开浇漏钢 将钢水自注入到结晶器到拉速转为正常之间的漏钢称为开浇漏钢。其又 分为： 未起步漏钢 这种漏钢无凝是因为引锭未堵好造成的。发生这种情况的原因：一是堵 引锭本身就未堵好，石棉绳松动，铁屑未撒均匀或未覆盖住石棉绳；二

54、是引 锭杆下滑现象，使石棉产生松动；三是堵引锭石棉绳潮湿。 起步后漏钢 原因：“出苗”时间不够； 起步升速过快； 铁钉屑撒的太少或撒得不均匀； 保护渣的过早加入且大量推入造成卷渣； 结晶器与二冷区参数不对弧。 (b)铸中漏钢 原因 浸入式水口是否出现问题，水口底部若浸缺掉或水口处壁穿 孔，或是半边剥落。如果水口底部穿孔则结晶器液面会结冷钢， 渣面不活跃，应当及时发现。而水口两宽面穿孔或剥落时，严重 者会产生纵裂，最后扩展为漏钢。 卷渣，保护渣熔化性能不好，熔点过高，渣皮太厚而未抛出 ，当钢水温度很低，拉速高时容易产生漏钢。卷渣漏钢的漏口为 圆的。 结晶器锥度太小，使下部坯壳不能很好地冷却，坯壳

55、太薄而 产生漏钢。 挂钢，钢液面高出结晶器上口产生挂钢而拉漏。一是液面控 制太高，另一方面钢水在开浇中飞溅到铜板上口或结晶器铜板接 缝超过标准，造成挂钢。 粘结漏钢，坯壳直接与铜板接触造成粘结漏钢，在结晶器液 面附近的一部分坯壳粘着在结晶器上面发生的漏钢称粘结漏钢。 其产生的原因有浇注时结晶器无润滑或残保护渣粘度低，向结晶器流入 不充分；合金元素含量高，高温强度低，液相线温度低于普通钢，渣温也低， 保护渣难以熔化，结晶器冷却不足（水量过小或水质*）；结晶器镀层不良。 小方坯角裂漏钢 小方坯浇注过程中，漏钢主要是渣漏和角裂漏钢。 防止措施： 降低钢水含S量，最好S2025 最高S1520。 稳定

56、地降低钢水过热度，最好1520，最高不超过30。 结晶器采取“弱冷”，对1202水量应控制9070m3/h，进出水温差在7 9为宜。 适当提高锥度，由0.40.6%提高到0.07%，角部纵裂明显改善。 控制钢中C，含量应避免0.120.16%。 加强二冷对弧，特别是第一段，防止偏振。 情况有两种： 一是由于温度低，冷钢堵水口，这时可用氧气冲洗 水口，适当提高拉速然后保持高拉速一段时间，冷钢便 会自然熔化，转为正常。 二是浇注铝镇静钢或钢中Als高时，由于脱氧产物 或空气二次氧化生成Al2O3等高熔点化合物附积在水口 内壁。其只可采用预防的办法。可采用通过中间包塞棒 芯吹氩气的方法，借助氩气的冲

57、击力把附着在水口内壁 的Al2O3吹掉；以及保护浇注、喷SiCa粉、喂Ca线等方 法或采用中间包过滤器等法，或选择合适的水口材料。 从广义上来说，所谓铸坯质量是得到合格产品所允许的铸坯 缺陷的严重程度。所谓铸坯质量的含义是指： 铸坯的洁静度（夹杂物含量、形态、分布） 铸坯表面缺陷（裂纹、夹渣、皮下气泡等） 铸坯内部缺陷（裂纹、偏析等） 铸坯的纯净度主要决定于钢水进入结晶器之前的处理过程。 精炼、保护渣* 铸坯的表面缺陷主要决定于钢水在结晶器的凝固过程。它是 与结晶器内坯壳的形成、结晶器振动、保护渣性能、浸入式水 口设计及钢液面稳定性等因素有关，必须严格控制影响表面质 量的各参数在合理的目标值以

58、内，以生产无缺陷铸坯，这是热 送、直接轧制的前提。 铸坯内部质量主要决定于铸坯在二冷区的凝固冷却过程和铸 坯支撑系统的精度。 n铸坯纯净度 n铸坯表面质量 n铸坯内部质量 n铸坯性状缺陷 n铸坯纯净度与产品质量 n连铸坯夹杂物 n提高铸坯纯净度措施 所谓钢的纯净度是指钢中夹杂物含量水平，通常可用钢的总 氧量表示。 钢中夹杂无可分为：超显微夹杂，均匀分布在钢中；显微夹 杂，其尺寸小于50m，它与钢中溶解O含量有关；宏观夹杂物 （大型夹杂），尺寸大于50m。这种夹杂颗粒大、数量少，在 钢中呈偶然性分布，对产品质量危害最大。 夹杂物是深冲薄板钢冲裂废品的主要原因。对裂纹部位检验 指出：主要是不规则的

59、CaO-Al2O3和Al2O3夹杂物，尺寸在100 300m。 应用于汽车的薄板，如薄板表面有黑线、结疤等缺陷会导致 表面涂层不良。因此不允许板卷表面有长条的黑线存在，而黑线 主要来自于铸坯表皮下的Al2O3。 应用于包装的度锡板，除要求高的冷成型外，必须要求夹杂物 数量少尺寸小，否则在深冲过程中容易造成飞翅裂纹。国外 经验，钢中大颗粒夹杂物（50m）应控制在10钢液毫克的 水平，或者1，0.3厚的薄板小于50m夹杂物少于5个，才 能达到深冲2000个DI缸废品少于1个的目标。 对于极细（如 0.100.25轮胎钢丝）和极薄（如0.25 度锡板）的 产品，铸坯中允许最大夹杂物尺寸必须小于最终

60、产坯尺寸。而铸坯中夹杂物数量和尺寸对产品质量影响也与 铸坯的比表面积有关。传统的板坯和方坯，单位长度的表面 积（S）与体积(V)之比为：0.20.8，随着薄板坯和薄带连铸 的发展S/V值达到1050，这就意味着钢中相同夹杂物含量水 平，铸坯中夹杂物更接近于表面，这对生产薄板危害更大。 因此降低钢中夹杂物含量更为重要。 夹杂物的组成和尺寸对最终产品缺陷的影响见下表 夹杂物组成和尺寸对最终产品缺陷影响 产品 缺陷类型 夹杂物尺寸 组成 深冲度锡板 凸*裂纹 50m CaOAl2O3 电阻焊管 超声波探伤缺陷 150m CaOAl2O3, Al2O3群 UO下管 超声波探伤缺陷 200m MnO-S