连铸坯缺陷PPT文档.ppt

Click to edit Master title style,Click to edit Master text styles,Second level,Third level,Fourth level,Fifth level,*,*,Click to edit Master title style,Click to edit Master text styles,Second level,Third level,Fourth level,Fifth level,*,*,连铸坯缺陷,李卫平,2013.7.12,0,目录,第一部分,裂纹缺陷,第一章综述,1.1,裂纹分类方法,1.2,各种裂纹的形成机理及其特征,1.3,铸坯裂纹类型与形成位置的关系,1.4,连铸坯形成裂纹的必要条件,1.5,裂纹类型与微观结构和脆性温度区间的关系,1.6,钢的裂纹敏感性评价,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,第二章 表面裂纹,2.1,网状裂纹,2.2,星形裂纹,2.3,纵裂纹,2.4,横裂纹,2013-7-12,1,第三章 内部裂纹,1,近表裂纹,2,中间裂纹,3,中心裂纹,4,控制措施,第四章 切割裂纹,目录,2025/4/20 周日,2,第二部分 连铸坯其它缺陷,第一章 其它外表缺陷,渣沟,渣坑,粘渣,卷渣,气孔,划痕,压痕,夹痕,第二章 其它内部缺陷,气孔,缩孔,目录,2013-7-12,3,中心疏松,中心偏析,第三章 夹杂缺陷,第四章 形状缺陷,1.,椭圆,2.,弯曲,3.,鼓肚,后附：断口分析,1.,断口分析常用定义,2.T23,钢高温拉伸断口扫描电镜形貌比较,3.,连铸坯表面纵裂断口分析方法应用,4.,铸坯纵裂断口案例,目录,2013-7-12,4,1.1,裂纹分类方法,1.2,各种裂纹的形成机理及其特征,1.3,铸坯裂纹类型与形成位置的关系,1.4,连铸坯形成裂纹的必要条件,1.5,裂纹类型与微观结构和脆性温度区间的关系,1.6,钢的裂纹敏感性评价,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,第一章 综述,2025/4/20 周日,5,1.1,裂纹分类方法综述,裂纹的种类,出现的位置,表面裂纹和内部裂纹,按裂纹的走向,横向裂纹和纵向裂纹,按尺寸大小,宏观裂纹和微观裂纹,按出现的温度范围,热裂纹和冷裂纹,按形成机理,热裂纹、冷裂纹、再热裂纹、层状撕裂和应力腐蚀裂纹,2025/4/20 周日,6,1.2,各种裂纹的形成机理及其特征,热裂纹,在高温阶段发生的开裂现象。是指在钢的凝固过程中，在,300,以上高温下产生的裂纹为热裂纹。,热裂纹一般有在稍低于凝固温度下产生的凝固裂纹，也有少数是在凝固温度区发生的裂纹。,它的特征是沿原奥氏体晶界开裂。,特征,表面呈氧化色、外形曲折而不规则、沿晶断裂特征。,种类,凝固裂纹,液化裂纹,高温失延裂纹,2025/4/20 周日,7,结晶裂纹,：金属凝固,结晶末期,，在,固相线附近,发生的晶间开裂现象，称为,凝固裂纹或结晶裂纹,。其形成与凝固末期,晶间存在的液膜,有关，断口具有沿晶间液膜分离的特征。裂纹无金属光泽，有明显的,氧化色彩,。,1.2,各种裂纹的形成机理及其特征,液化裂纹：,是一种沿奥氏体晶界开裂的微裂纹，一般认为是由于热影响区金属奥氏体晶界上的低熔点共晶，在热源（火焰切割）高温作用下发生重新熔化，使金属的塑性和强度急剧下降，在拉伸应力作用下沿奥氏体晶界开裂而形成的。,2025/4/20 周日,8,高温失延裂纹,在固相线以下的高温阶段，金属处于不断增长的固相收缩应力作用之下，变形方式主要是依靠位错或空位沿着晶界的扩散、移动进行。当沿晶界的扩散变形遇到障碍时（如三晶粒相交的顶点），就会因应变集中导致裂纹。,空穴开裂理论认为晶界滑动和晶界迁移同时发生，两者共同作用可形成晶界台阶，进而形成空穴并发展成微裂纹。,B,A,C,裂纹,1.2,各种裂纹的形成机理及其特征,2025/4/20 周日,9,冷裂纹,铸坯在室温附近出现的裂纹。,特征,穿晶断裂或晶间断裂、具有金属光泽或轻微氧化色、外形规则，常呈光滑曲线或直线状。,种类,氢致裂纹,淬火裂纹,低塑性脆化裂纹,1.2,各种裂纹的形成机理及其特征,2025/4/20 周日,10,氢致裂纹（延迟裂纹）,：,这类裂纹是在氢、钢材淬硬组织和拘束应力的共同作用下产生的，形成温度一般在,Ms,以下,200,至室温范围，由于氢的作用而具有明显的延迟特征，故又称为氢致裂纹。,裂纹的产生存在着潜伏期（几小时、几天甚至更长）、缓慢扩展期和突然开裂三个连续过程。由于能量的释放，常可听到较清晰的开裂声音（可用声发射仪来监测），常发生在刚性较大的低碳钢、低合金钢的焊接结构中。,1.2,各种裂纹的形成机理及其特征,2025/4/20 周日,11,氢致裂纹的机理,(,应力诱导扩散理论,),缺陷,提供裂纹源,应力集中的应力区,氢向高应力区扩散并聚集,促使位错移动或增值,尖端微区的塑性应变量增加,氢浓度达到临界值,局部开裂,裂纹向前扩展,1.2,各种裂纹的形成机理及其特征,2025/4/20 周日,12,2025/4/20 周日,13,淬硬脆化裂纹：,某些淬硬倾向大的钢种，热加工后冷却到,Ms,至室温时，因发生马氏体相变而脆化，在拘束应力作用下即可产生开裂。这种裂纹又称为淬火裂纹，其产生与氢的关系不大，基本无延迟现象，成形加工后常立即出现。,这类裂纹常出现在具有强烈淬硬倾向的高（中）碳钢、高强度合金钢、工具钢的焊件中。,1.2,各种裂纹的形成机理及其特征,13,低塑性脆化裂纹：,它是某些低塑性材料冷却到较低温度时，由于体积收缩所引起的应变超过了材料本身所具有的塑性储备量时所产生的裂纹。,这种裂纹通常也无延迟现象，常发生在铸铁或硬质合金构件的成形加工中。如灰口铸铁在,400,以下基本无塑性，焊接裂纹倾向很大。,1.2,各种裂纹的形成机理及其特征,2025/4/20 周日,14,再加热裂纹：,钢坯在一定温度范围内再次加热（消除应力热处理或其它加热过程）而产生的裂纹为再热裂纹。,在消除应力热处理过程中产生的再热裂纹又称消除应力处理裂纹，也叫,SR,裂纹。,再热裂纹的产生原因：,一是与钢中所含碳化物形成元素（,Cr,、,Mo,、,V,、,Ti,及,B,等）有关。如珠光体耐热钢中的,V,元素，会使,SR,裂纹敏感性显著增加；,二是与加热速度和加热时间有关，不同的钢种存在不同的易产生再热裂纹的敏感温度范围。因此，在制定加热工艺时，应尽量减少坯料在敏感温度范围内的停留时间。前者是内在因素，后者是外在因素。,1.2,各种裂纹的形成机理及其特征,2025/4/20 周日,15,1.3,铸坯裂纹类型与形成位置的关系,2025/4/20 周日,16,期,裂纹的深度,1.3,铸坯裂纹类型与形成位置的关系,2013-7-12,17,1.3,铸坯裂纹类型与形成位置的关系,裂纹的断口,2025/4/20 周日,18,1.3,铸坯裂纹类型与形成位置的关系,裂纹的脱碳,2025/4/20 周日,19,1.4,连铸坯形成裂纹的必要条件,连铸坯形成裂纹的必要条件,:,外因,内因，钢的裂纹敏感性,2025/4/20 周日,20,1.5,裂纹类型与微观结构和脆性温度区间的关系,2025/4/20 周日,21,裂纹类型,微观结构,“,脆性,”,温度区,A：,内裂纹：,中间裂纹,中心裂纹,柱状晶,B：,凹陷形纵裂纹、,星形裂纹（表面与心部）,网状裂纹（表面与心部）,粗大奥氏体,（）、,C：,表面横裂纹,沿粗大奥氏体晶界析出物或层片状铁素体,（）、,D：,表面纵裂纹,粗大奥氏体,柱状晶,沿粗大奥氏体晶界析出物或层片状铁素体氢致裂纹,（）、,（,）表示在凹陷底部，由于回热或重熔引起的裂纹,1.5,裂纹类型与微观结构和脆性温度区间的关系,2025/4/20 周日,22,(1),、在,区，柱状晶间裂纹因偏析导致在晶间形成富积,S,、,P,、有时也有,B,的液膜而加剧。,(2),、在,区，晶粒间界产生的裂纹，是由于细小的硫化物和硫氧化物的沉淀析出、以及铁皮下富积的,Cu,、,Sn,、,Sb,等元素造成的。,(3),、在,区，晶粒间界裂纹是由于在以低的变形速度变形的过程中氮化物和氮碳化物的动态析出而产生的，有时沿奥氏体晶粒间界有先共析铁素体而加剧裂纹。,晶粒间界裂纹,(,星状裂纹、横裂纹,),与析出物的富积有关，为此，初生奥氏体晶粒粗化是一个重要的先决条件，在呈现全部是铁素体凝固并自然转变为奥氏体时是最明显。,1.5,裂纹类型与微观结构和脆性温度区间的关系,2013-7-12,23,对晶粒间界裂纹来说，加,Ti,对减少星状裂纹、横裂纹有作用的，除了减少自由氮之外，加,Ti,还有细化晶粒的效果：细化奥氏体晶粒尺寸，也可以减轻非氧化性元素,(Cu,、,Sn,、,Sb),在铁皮下富积的影响。,由于钢中的硫会在晶界偏聚降低晶界强度，且凝固过程中在晶界形成熔点较低的,(Mn,、,Fe)S,，易造成晶界开裂。,Mintz,提供了,Mn,S,临界值实验公式，,Mn,S=1.345XS-0.739,。,钢中,A1,、,N,含量增加，连铸坯的第,低塑性区将变宽，这主要是由于钢中细小的,A1N,沿晶界析出，降低了奥氏体晶界强度,易在应力作用下沿晶界开裂。,1.5,裂纹类型与微观结构和脆性温度区间的关系,2025/4/20 周日,24,产生内裂纹的判据,内裂纹的产生主要决定于凝固面前沿所能承受的应力应变。当凝固前沿承受的应变,超过临界应变,临值，则产生裂纹。不同作者实际测定,临值如下：,C,，,（应变）,0.15 0.2,0.5,0.17,0.28 3.2,3.6,0.16,0.23 0.5,1.0,0.13,0.15 3.2,3.3,0.13 0.45,0.56,0.18,0.24 0.32,0.62,0.42 1.0,1.5,设计板坯、大方坯时，推荐值,:,SMS,Demag,：,临,=0.1%,Danieli:,临,0.16%,1.5,裂纹类型与微观结构和脆性温度区间的关系,2025/4/20 周日,25,临值主要决定于钢的成分。钢中碳当量,CP,、,Mn/S,比和,临关系如下图。,CP,值计算式如下：,CP,C,0.02Mn+0.04Ni-0.1Si-0.04Cr-0.1Mo,知道钢成分与,Mn/S,，计算出,CP,值，由图可查出,临值。,1.5,裂纹类型与微观结构和脆性温度区间的关系,2025/4/20 周日,26,1.6,钢的裂纹敏感性评价,内裂率,（,a,）,、表面裂纹率,（,b,）,、奥氏体晶粒尺寸,（,c,）,与碳,C,含量的关系,2025/4/20 周日,27,1.6,钢的裂纹敏感性评价,2025/4/20 周日,28,铁,-,碳相图,（,a,）,、凝固时铁素体,/,奥氏体比例,（,b,）,和凝固范围,（,c,）,1.6,钢的裂纹敏感性评价,2025/4/20 周日,29,用铁素体量,FP,（,ferrite Potential,）来评价钢的裂纹敏感性,:,碳钢,FP,2.5(0.5-(%C),低合金钢,FP,2.5(0.5-(%Cp),其中碳当量,Cp(%C)+0.02(%Mn)+0.04(%Ni)-0.1(%Si),-0.04(%Cr)-0.1(%Mo)-0.1(%S),我司是根据钢液凝固成坯壳的铁素体比例来选用结晶器保护渣的：,铁素体比,0.85,，铁素体比高，铸坯收缩大，防铸坯凹陷，用包晶钢渣。,铁素体比,0.8,0.5，,用锰钢渣。,铁素体比,0.5，,用,45,钢渣。,1.6,钢的裂纹敏感性评价,2025/4/20 周日,30,Cp=0.08-0.16%,FP,0.85-1.05,表面纵裂,凹陷敏感性,内裂,/,粘结,相对裂纹敏感性,RCS,与铁素体,FP,的关系,二冷设,计依据,保护渣、一,冷设计依据,表裂,/,凹陷,1.6,钢的裂纹敏感性评价,2025/4/20 周日,31,包晶钢与非包晶钢,在结晶器内坯壳形成示意图,(a),低碳钢,w(C)0.09%,(b),亚包晶钢,0.09%w(C)0.17%,(c),过包晶钢,0.17%w(C)0.40,，,Mn0.70,的优质碳素钢；含碳,1,的滚珠轴承钢；及含,Cr,、,Ni,、,Mo,、,W,等元素的合金钢中。,1.3,造成“氢腐蚀”,在高温状态下，,H,与钢液中的,C,发生反应，即,2H2(g)+CCH4(g),，该反应使压力不断增大，并在晶界聚集，使钢产生开裂、鼓泡。在中、高碳钢中尤以重轨、大型锻件内，此类缺陷出现较多。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,41,1,4,产生“氢脆”,“氢脆”是一种可逆性的破坏现象。在大于临界的压力作用一段时问后，,H,可使钢突然发生晶界断裂。如在脆断之前，及时去掉应力则可以避免脆断的发生,(,见图,2),。氢脆容易发生于中高碳钢、高锰钢、含镍钢和不锈钢中。,钢在潮湿的腐蚀气氛下使用，而发生的“腐蚀断裂”现象，是“氢脆”的一种特殊形式。但“氢脆”在室温附近最严重而“腐蚀断裂”则在较高温度时加速另外后者往往是穿晶断裂。,1.5,引发酸脆,这种情况易发生在薄钢板和带,钢的酸洗过程中。在含氢的还原性,气氛中加热或电镀时，钢的表面会,产生新生态的氢，从而加快了氢的,渗入，导致钢产生氢脆及表面凸泡,。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,42,1.6,产生气泡和点状偏析,这是因为钢液在凝固时会产生偏析。即凝固边缘受挤压的氢气将析出到中心部分，并且浓度也逐渐增大从而促进中心孔洞和显微孔的生长、发育和形成，导致铸坯,(,锭,),产生疏松、缩孔、上涨、不均等缺陷。在板坯、大方坯、钢锭、大铸钢件中，若对此控制不当即会产生废品。,1.7,导致钢的焊接性能下降,在焊接过程中，焊件母材因氢作用，将使材料产生宏观缺陷。如气孔、夹渣，并在断口上多显圆形、银白色斑点，俗称“鱼眼”。鱼眼位于表面层内侧。作为疲劳源，会在热影响区产生裂纹。这对重要的结构件和造船用宽厚板的危害极大。它还易发生在普通低合金钢和大型结构件上。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,43,2,、,N,对钢性能的危害,除少量需要氮化物强化的钢材及部分合金钢、不锈钢中要求有一定的含氮量外，氮对绝大多数钢是有害的。洁净钢就对氮的含量做出了严格的限制。氮在钢中有两种存在形式：溶于钢中的氮原子,N,和与其它元素结合的氮化物。氮在钢中的溶解度遵循西瓦特定律。高温下溶入钢液的氮能在常温下留存下来，且,V,、,Nb,、,Cr,、,Ti,可显著提高氮在钢中的溶解度。,钢中的氮与钢材的脆化现象紧密相关。当钢中氮以间隙原子形式存在时，氮的危害便会产生。分析预测，今后较洁净钢中的,N,要求,20 x10-6(20ppm),。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,44,氢的具体危害：,2.1,产生应变时效,所谓应变时效即钢在冷加工变形时，由于氮的作用，使钢的强度、硬度提高，而塑性与冲击韧性下降。这种缺陷多发生在冷轧低碳结构钢和回火轧制薄板中，并影响产品最终的成型性。随着,N,含量增加，应变时效将加剧。,2.2,产生“时效脆性”,在一定的条件下，由于过饱和固溶体中析出氮化物的另一相，使钢的硬度、强度突然上升，冲击韧性急剧下降的现象称为钢的时效脆性。对于那些要求塑性高而含碳较低的钢,(,如,IF,08F,钢等,),，因其在冶炼终点时,N,含量比较高，如果操作不当，则氮的时效脆性将严重影响其内在质量。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,45,2.3,产生“老化”,温度降低后氮的溶解度也随之下降，并在晶界上析出,Fe16N2,、,Fe4N,，这些析出物很脆，并易使钢断裂。由于这种析出过程缓慢，时间往往很长，所以又被称作“老化,”,现象。这种现象对低温状态下使用的低碳钢影响尤为突出，并将大大降低其正常使用寿命。,2.4,产生“蓝脆”,有试验证明，低碳钢在,150450(,通常金属翻造的发蓝温度,),范围内，由于氮化物,Fe4N,的析出，可使钢的抗拉强度迅速增高至一个顶峰后再回落，从而使钢的冲击韧性突然下跌，甚至基本消失，这被称之为“蓝脆 现象。特别需要指出的是，多次重复试验表明。随,N,含量的增加，蓝脆”现象的频次也增多。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,46,2.5,产生“红热脆性”,含有氮化物钢种的轧材表面质量较好。但在氮化物含量高达,0.03,0.05,范围时，氮化物可在加热温度升高时，使钢在轧制过程中发生断裂。金茨布尔格在优质钢轧制一书中，对此做了详细的阐述，通常认为此时,N,的危害与,s,相似。,2.6,产生“冷脆”,当温度略低于常温时，冲击韧性显著降低的现象，称为钢的冷脆。,N,和,P,一样，是造成钢冷脆的主要原因。低碳钢中的溶解氮可使钢的脆性转变温度上升，并使钢冷脆现象加重。以镇静钢,(O.30%si),为例，当温度在,0,左右，,N,含量低于,60ppm,时，不易发生脆断；当,N,含量大于,60ppm,时，则易发生脆断。用电弧炉冶炼此类钢种时，尤其要重视,N,的变化。,2.7,造成组织琉松,钢中的氮将会使钢的宏观组织琉松，甚至产生皮下气泡和偏析。这不仅降低了钢的机械性能。甚至可在轧制时产生批量报废。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,47,3,钢中全氧,T0,对钢性能的危害,在整个炼钢工艺过程中氧的作用至关重要，炼钢中既要用氧，也要脱氧。所谓脱氧，不仅是要降低钢中溶解的自由氧，而且还要尽可能地去除脱氧产物，即夹杂物中的含氧量。因此脱氧应该是脱除钢中的全氧,T,0,。全氧,T,0,包括自由氧和脱氧产物两部分。,资料表明，氧在钢中的主要危害作用是通过夹杂物的行为表现出来的。现代工艺已经能将钢中的自由氧控制在,5ppm,以下，而夹杂物对钢性能的影响则不仅在其数量上，更重要的是在夹杂物的大小、形状及其分布上。,对钢中全氧的控制水平，反应了一个钢铁企业的工艺、设备能力。以经典钢种轴承钢为倒。生产的厂家不少，但使用寿命相差很大。而轴承钢全氧是在,5ppm,还是在,lO,15ppm,，往往是最后质量竞争的焦点。近期我公司在接受埃及车轮定货时，用户就把全氧,T,0,15ppm,作为验收的标准。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,48,3.1,导致钢的机械性能下降,钢中溶解的自由氧对强度指标影响不大，仅使塑性指标有所下降。而钢中的氧化物夹杂，则将使钢的强度、塑性指标全面下降。因此，全氧,T,0,的增高，将使钢的综合机械性能或使用性能下降。氧对纯铁机械性能的影响如图,8,所示。,3.2,产生裂纹,钢中氧化物夹杂易使钢在压延过程中产生裂纹或产生各向异性。钢中氧化物夹杂,Al,2,O,3,及,MA(MgO Al,2,O,3,),熔点均大于,2OOO,，因此在轧制温度下，具有很强的抗变形阻力。由于其膨胀系数远比钢的基体小,(,钢基体为,12.5 106,；,Al,2,O,3,为,810,6,；,MA,为,8.4 10,6,),。所以在轧后冷却的过程中，在钢的基体和夹杂物周围将产生不同步收缩，产生形变应力场，导致钢材出现局部裂纹。另外由于夹杂物的形状受压延变形力的作用。并且不同种类的夹杂物变形后的分布、走势也不同，而使钢材产生了明显的各向异性，影响了其正常使用。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,49,3.3,降低疲劳寿命,钢中氧化物夹杂可降低钢的疲劳寿命，并且随钢中氧化物夹杂数量的增加，钢的疲劳寿命降低。有关研究表明，当把钢中存在的夹杂物看成一个孔洞时，就可根据弹性理论来计算其应力集中值。当夹杂物影响区的应力集中值超过理论疲劳强度所能承受的临界值时，即达到了材料的极限。所以夹杂物越大，则孔洞越大，就愈易产生疲劳裂纹。,Al,2,O,3,夹杂在钢中产生疲劳裂纹的临界尺寸为,10,m,。除了夹杂物的数量、形状、大小之外，夹杂物的分布不同，则对疲劳性寿命的影响亦不同，并且分布在靠近表面的比分布在内部的影响更大，如产生剥落、掉块、断裂等。,3.4,降低钢的冲击韧性,钢中氧化物夹杂将使钢的冲击韧性下降，并且随着钢中氧化物含量的增加，钢的脆性转变温度提高，冲击值显著下降。当,To0.003,以后，随着,To,增加，脆性转变温度显著升高。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,50,3.5,降低冷热变形能力,钢中氧化物夹杂也使钢的冷热变形能力下降。钢的变形能力，可用夹杂物的变形量与钢基体变形之比,r=,1,2,来表示。,当,r=1,时，夹杂物的变形量与钢的基体变形量相同。,当,r=O,时，则夹杂物不变形。,五类不同的氧化物夹杂对钢的变形能力是不同的。其中,Al,2,O,3,刚玉及铝酸钙型夹杂物、尖晶石型夹杂物在,800,1400,之间的变形量为,0,，在冷热态均十分有害。除此以外，纯,SiO2,石英型夹杂，硅酸盐型夹杂将使冷变形能力下降；,(Fe,、,Mn)O,型夹杂则将使热变形能力下降。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,51,3.6,导致钢的切削性变坏,钢中氧化物夹杂还使钢的切削性变坏。切削性是指切削金属的难易程度。夹杂物对切削性能的影响，可从切削工艺四个基本要点来分析。不易产生变形的氧化物夹杂,(,比如,Al,2,O,3,、钙铝酸盐、尖晶石系等,),，将使钢的切削性能变坏。能产生塑性变形的氧化物夹杂，对切削性能的影响虽然比不易变形的氧化物夹杂好一些。但综合评价，一般认为氧化物夹杂对钢的切削性能都是有害的，而不易变形的氧化物夹杂危害更大。,3.7,加剧钢的热脆性,氧化物夹杂,(FeO),加剧了钢的热脆性。硫可使钢产生“热脆性”，但不可低估氧化物夹杂,(FeO),的推波助斓作用，由于硫在固态钢中的溶解度很低，当钢水脱硫不好而凝固时，硫就以,FeS,析出，以薄膜或链状分布在晶粒间，,FeS,熔点较低为,1190,；当,FeS,与,Fe,以共晶形式出现时，熔点只有,988,；此时如果有氧化物夹杂,(FeO),存在，,FeS,与,FeO,便生成共晶体，分布于晶界，当钢在,800,1200,进行锻造时，会因晶界发生熔化而开裂，呈热脆性。,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,52,1.7,钢中残余有害元素对性能影响,2025/4/20 周日,53,3.1,网状、星形裂纹,3.2,纵裂纹,3.3,横裂纹,第三章 表面裂纹,54,3.1,网状、星形裂纹,星形裂纹,网状裂纹,25MnV,钢连铸坯酸洗后表面形貌,2025/4/20 周日,55,钢坯酸洗后钢坯表面露出小发纹，有的呈直线型，也有的成环绕不规则块状封闭型发纹。与网状、星形裂纹形成机理相同。,3.1,网状、星形裂纹,2025/4/20 周日,56,连铸过程中铸坯表层微观组织演变与微裂纹形成的关系,（ppts：,析出物）,3.1,网状、星形裂纹,2025/4/20 周日,57,连铸坯表面星状（网状）裂纹与控制,3.1.1,产生的部位与形态特征,一般发生在晶间的细小裂纹，呈星状,或呈网状。通常是隐藏在氧化铁皮之下难,于发现，经酸洗或喷丸后才出现在铸坯表,面,分布无方向性。裂纹深度可达,1-4mm,，,宽度,0.3-1.5mm,。,金相观察发现裂纹沿初生奥氏体晶界,扩展，裂纹中富集氧化物。轧成材后，裂,纹走向不规则，细到发丝，深浅不一，最,深可达,1mm,，须人工修复。,铸坯表面星状裂纹在加热和轧制过程,中大部分不能消除，成为成品管表面的微,裂纹缺陷。,3.1,网状、星形裂纹,2025/4/20 周日,58,3.1.2,形成原因及机理,（,1,）,Cu,的渗透和富集,结晶器下部铜管渣层破裂，发生铜管与坯壳的直接摩擦接触，,Cu,熔点较低（,1040,），熔化后向铸坯表面层的奥氏体晶界渗透，产生热脆现象，增加了坯壳裂纹的敏感性。钢中含,Cu0.05%,0.20%,，高温铸坯因,Fe,氧化，在,FeO,皮下形成低熔点含,Cu,的富集相，形成液相沿晶界穿行，在,1100,1200,高温时具有很大的裂纹敏感性。,（,2,）晶界硫化物、氮化物脆性,结晶器镀层虽然阻断了,Cu,向晶界的渗透，但有,AlN,、,BN,或硫化物,(Fe,Mn)S(,熔点,980,1000),在晶界沉淀或形成液体薄膜，降低了晶界的强度，引起晶界的脆化，在外力（摩擦力）作用下形成网状裂纹。,（,3,）,H,2,过饱和析出,坯壳温度降低时，,H,析出并向晶界微孔隙扩散成,H,2,，造成附加应力，最终导致坯壳沿晶界断裂，形成网状裂纹。,3.1,网状、星形裂纹,2025/4/20 周日,59,3.1.3,预防表面星状,/,网状裂纹的措施,采用表面镀层结晶器,精选原料，降低,Cu,、,Sn,等元素的原始含量,降低钢中含硫量，并控制,w(Mn)/w(S)40,控制钢中,Al,、,N,的含量,采用合适的保护渣,优化结晶器锥度,选择合适的二次冷却制度,保持良好的设备状况性,3.1,网状、星形裂纹,2025/4/20 周日,60,3.2,纵裂纹,3.2.1,产生机理,在结晶器内坯壳表面就存在细小裂纹，铸坯进入二冷区后，微小裂纹继续扩展形成明显裂纹。,传统机理能解析结晶器区域产生的裂纹，但有局限性。,初生凝固坯壳受力：,1,）凝固收缩应力，即因凝固收缩而产生的坯壳环向的应力；,2,）两个凝固层之间的应力，即新凝固层对初生坯壳的作用力；,3,）收缩、鼓肚形成的坯壳应力，即收缩、气隙、钢水静压力作用；,4,）坯壳本身的温度梯度形成的热应力。,初生坯壳其承受的应力超过了坯壳高温强度，在薄弱处产生应力集中致使纵向裂纹。,2025/4/20 周日,61,有研究者对产生表面裂纹的铸坯取样分析发现：,凡是有纵裂纹产生的部位，皆是少或无细小等轴晶之处。边缘细小等轴晶层的厚度差有的相差,5-6mm,，这说明出现表面纵裂纹的铸坯在结晶器内形成坯壳时极不均匀。,坯壳内细晶层较薄处在结晶器内的凝固较快，出现了过早的集中收缩进而产生了凹陷。,收缩使得坯壳过早地与结晶器形成了气隙，这样就增加了热阻，减小了冷却强度，从而形成了有利于柱状晶生长的条件。而柱状晶的晶界存在大量的易偏析元素如,S,、,P,等，其结合强度较差，在随后的凝固应力及各种机械应力的作用下产生了纵裂纹源。,该纵裂纹源在二冷区得以进一步扩展，出现了铸坯表面的纵裂纹。,3.2,纵裂纹,2025/4/20 周日,62,裂纹类型,微观结构,“,脆性,”,温度区,A：,内裂纹：,中间裂纹,中心裂纹,柱状晶,B：,凹陷形纵裂纹、,星形裂纹（表面与心部）,网状裂纹（表面与心部）,粗大奥氏体,（）、,C：,表面横裂纹,沿粗大奥氏体晶界析出物或层片状铁素体,（）、,D：,表面纵裂纹,粗大奥氏体,柱状晶,沿粗大奥氏体晶界析出物或层片状铁素体氢致裂纹,（）、,（,）表示在凹陷底部，由于回热或重熔引起的裂纹,现在研究对产生表面裂纹的铸坯分析发现：,3.2,纵裂纹,2025/4/20 周日,63,纵裂是否产生主要取决于：,结晶器内初生坯壳厚度是否均匀；,坯壳高温力学强度；,坯壳所受应力大小；,出结晶器后坯壳所受机械应力与热应力大小。,影响结晶器初生坯壳厚度不均匀的主要因素是弯月面处结晶器的传热状况,:,钢种的化学成分；夹杂物含量；结晶器冷却；保护渣特性；,水口工艺参数；液面波动；拉速；钢水过热度；,结晶器锥度。,3.2,纵裂纹,2025/4/20 周日,64,3.2,纵裂纹,结晶器弯月面处铸坯坯厚度不均匀图例,2025/4/20 周日,65,出结晶器铸坯坯厚度不均匀图例,3.2,纵裂纹,2025/4/20 周日,66,3.2,纵裂纹,2025/4/20 周日,67,3.2.2,预防表面纵裂纹的措施,最根本措施是促进初生坯壳的均匀生长,:,结晶器采用合理的倒锥度,选用性能良好的保护渣,凹陷钢：高熔点、高黏度、高碱度（结晶性）,（控制固渣层厚度，控制热流）,粘结钢：低熔点、低黏度、低碱度（玻璃性）,（控制液渣层厚度，控制摩擦力）,黏度,拉速,(0.2-0.4)Pa.s.m/min,钢液面液渣层厚度,10-15mm,均匀渣膜厚度（,0.95vc),适当的渣耗（,0.3-0.5kg/m,2,，,0.5-0.7kg/t),合理的浇注温度及拉坯速度,合理的结晶器钢液流场,3.2,纵裂纹,2025/4/20 周日,68,浸入式水口,(SEN),SEN,对中；,合理的,SEN,设计（出口直径与倾角）；,合适的,SEN,插入深度。,合适的电磁控制器结构与参数,控制钢的化学成分,C,尽量避开包晶区；,S30;,残余元素,Cu,、,As,、,Zn0.1%,。,控制好出结晶器铸坯的运行（零段准确对弧，二冷均匀性）,结晶器振动,合适的,tN;,合适的频率和振幅；,振动偏差（纵向，横向,0.2mm,）。,3.2,纵裂纹,2025/4/20 周日,69,3.3.1,连铸坯表面横向裂纹与控制,连铸坯表面横裂纹是发生较多的铸坯表面缺陷，尤其中碳钢,(0.09%-0.20%),、低合金钢和含,Nb,、,V,、,Ti,微合金化钢铸坯的发生率较高。,3.3.2,产生的部位与形貌特征,表面横向裂纹多出现在铸坯的内弧侧振痕波谷处，铸坯的上表面，深度,2-7mm,宽,0.2mm,，长度通常,10-100mm,。裂纹处于铁素体网状区，也正好是初生奥氏体晶界，在铸坯表面通常较难发现。裂纹部分氧化，但在裂纹内端则少有脱碳和氧化现象。当铸坯表面有星状龟裂纹时，受矫直应力作用，细小裂纹扩展成横裂纹。,3.3,横裂纹,2025/4/20 周日,70,3.3,横裂纹,3.3.3,产生机理,凝固坯壳在结晶器振动过程中受到保护渣道周期性变化的压力而变形，形成振痕，同时伴随着该区域晶间偏析的出现，这些区域熔点较低，易于形成晶间微裂纹。,由于振痕波谷处向结晶器的热传输降低而使温度较高，从而促进该区域奥氏体晶粒长大。,在矫直时，铸坯内弧侧承受拉伸应力，在振痕波谷处应力集中；凝固组织粗大，坯壳强度低；同时振痕波谷处又常是析出物的集中处。因此，振痕波谷处容易产生横裂。,2025/4/20 周日,71,大多数研究者认为横裂纹是在凝固过程中产生：,Mintz,认为钢中,N,易与,Al,、,V,、,Nb,等元素形成氮化物在晶界析出而降低钢的热塑性，促进了裂纹的发生；,Harada,等发现偏析是横向裂纹的起源，振痕下最容易产生裂纹并在奥氏体晶界发展，并最终形成大量横裂纹；,Takeuchie,等认为含,Al,、,Nb,、,V,钢铸坯易产生细小的横裂纹，在弯曲或矫直中扩展成较大的横裂纹；,Jana,等认为由于成分偏析与产生微孔，微孔在应力作用下收缩产生裂纹。,3.3,横裂纹,2025/4/20 周日,72,一般认为，连铸设备较佳情况下，微合金高强度钢（如含,B,钢、含,Nb,钢）及全,Al,含量较高的碳素结构钢（如,Q345C,、,Q345D,、,Q345E,）连铸坯在振痕波谷处产生的横裂与在矫直时出现的脆性“口袋区”有关。由于受钢种成分的影响，不同钢种的脆性“口袋区”的温度区间不尽相同，但一般都出现在,600900,的温度范围。断裂面的特点是晶间断裂，晶粒的各面常伴随有在二相微粒周围出现的空腔。,3.3,横裂纹,2025/4/20 周日,73,3.3.4,成分对横裂纹的影响,A,、碳,C,0.08%,0.18%,，弯月面附近液相与,相几乎同时消失转变为奥氏体,:,造成较大的体积收缩,增大了坯壳与铜板之间的孔隙,热阻增大,传热不均匀凝固坯壳厚度不均匀,热应力、摩擦力、钢水静压力作用坯壳薄弱处产生裂纹。同时，铸态奥氏体晶粒粗大，伸长率低，裂纹非常敏感。,C,0.10,0.15%,坯壳厚度不均匀性强，振痕深，表面易产生凹陷或横裂纹；,生产实践表明，,C,0.15,0.18%,或,0.15,0.20%,时，振痕浅了，铸坯横裂减少；,3.3,横裂纹,2025/4/20 周日,74,B,、,Mn0.80%,以上，铸坯导热效果下降，横裂增加。,C,、铝,随铝含量的不同，皮下横裂指数也不同。随铝含量增加，皮,下横裂纹增多。有研究得出皮下横裂对,Al,的回归式，并作出皮,下横裂指数与钢中铝含量关系图。,大多数研究表明，在含,Nb,钢中，铝含量增加会使裂纹增加。,3.3,横裂纹,2025/4/20 周日,75,用铝脱氧时不能过剩，对奥氏体晶粒粗大的钢，溶解量在,O.004,以内较适合。若过低会产生大颗粒硅酸盐夹杂物；过高则奥氏体晶粒会变得不均匀，且铝的回收率不稳定。,为了加强脱氧、细化晶粒并防止表面裂纹发生，内控要求脱氧时控制,Al,含量，加微量,Ti,来代替,Al,脱氧。这是因为用,Al,脱氧的同时，,Al,和钢中氮结合成,AIN,，由于,AIN,在奥氏体中的溶解度比在铁素体中小，钢在冷却时,AIN,由奥氏体进入晶界上的铁索体析出，,AIN,作为脆性相使钢材裂纹倾向增大。而,Ti,和碳、氮、硫均具有较强的亲和力，一方面与碳、氮结合产生细化晶粒作用，另一方面与硫结合。,3.3,横裂纹,2025/4/20 周日,76,D,、铌,许多文献认为，加,Nb,会促进,铸坯横裂纹的形成。确实加铌可,使钢的延展槽变深、变宽，使之,向高温区域伸展。只加,0.017%,的,铌就会产生不良影响。在含铌钢,中加铝与增加氮含量的效果一样，,会使延展槽加深、加宽。有研究,表明,N0.004%,，可控制横裂纹,。,3.3,横裂纹,2025/4/20 周日,77,有研究认为含铌钢中,Cu,、,Ni,含量达到,0.2%,0.3%,时，会促进横向裂纹生成；,含铌钢中,Ca,和,P,的影响目前观点不一；,添加,0.02%,0.04%,的,Ti,就减少含铌钢横向裂纹（粗大沉积之故），要完全消除，需达到,0.15%,；,有研究称与仅含铌的钢相比，加,V,可改善含铌钢的热延展性。这可能是由于形成了更粗大的沉积,(V,，,Nb)(C,，,N),的缘故。,3.3,横裂纹,2025/4/20 周日,78,E,、钒,与含铌钢相比，含钒钢的横裂纹关注度要少得多。有研究表明，,N0.005%,时，钒加到,0.1%,对横向裂纹影响很小，但当氮含量高时（如,0.02%),时，横裂纹就有可能出现（钒,0.15%,）。,事实上，产品中的,VN,与延展槽的深度、宽度间可建立起联系。,VN,最高的产品（,0.1%V0.01%N,）其延展性并不亚于含铌,0.028%,的钢。,3.3,横裂纹,2025/4/20 周日,79,有研究者对含钒钢和含铌钢的热延展性做了直接对比，含,0.16%,的,V,、,0.011%,的,N,的钢比含,0.039%Nb,的钢热延展性要优越。,热延展性上的差异是由于沉积上的差异造成的。在含钒钢中,VN,沉积较少，而在含铌钢中，因各种形式的沉积溶解性不同，从而使,Nb(CN),沉积较多。,Mintz,指出：在与连铸板坯相似的处理条件下，,VN,沉积要比,Nb(CN),沉积粗大，从而使其对热延展性的不良影响较轻。但发现钒钛钢与铌钛钢两者的热延展性相似。,有一项研究采用热弯试验来模拟薄板坯连铸，发现：加,0.1%V,对含,0.007%N,的钢的热延展性没有影响；当氮增至,0.02%,时，延展性确实下降，但未降到含铌,0.04%,的钢的程度。,3.3,横裂纹,2025/4/20 周日,80,F,、钛,含钛钢而言，由于,TiN,沉积在,高温下保持稳定，且在晶界产生,钉扎效应，故导致尺寸细小的奥,氏体晶粒形成，这对热延展性会,带来明显益处。,加,Ti,对,C,Mn,Al,钢的影响,报道很少，,Ti,与热延展性间的关,系也不十分明朗。有报告提及,Ti,对铸坯横裂纹的影响。,Williams,认为对,C0.09%,、,Mn:0.3-0.8%,、,Ti:0.01%-0.06%,的钢不需要火焰清理，,Ti,不会导,致表面缺陷。,3.3,横裂纹,2025/4/20 周日,81,G,、硼,大量的研究工作集中在硼的微合金化方面，发现由于,B,在高温下优先析出粗大的,BN,颗粒从而抑制细小,AlN,的析出，减弱了细小,AlN,对晶界的钉扎作用，提高了晶粒的生长能力，同时还有一部分固溶,B,偏集在奥氏体晶界抑制铁素体形核，导致