影响高碳钢连铸小方坯中心偏析的因素

小方坯齿轮钢连铸过程中的宏观偏析模拟王亚栋1)，张立峰2)✉，张海杰1)1) 北京科技大学冶金与生态工程学院，北京 100083 2) 燕山大学亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室，秦皇岛 066004✉通信作者，E-mail ：*******************.cn摘 要 基于国内某厂齿轮钢小方坯连铸生产过程，利用ProCAST 软件建立移动切片模型，能够高效模拟连铸过程中的宏观偏析，模型分别模拟研究了不同过热度、二冷水量和拉坯速度等对宏观偏析的影响. 模拟结果与碳偏析检测结果吻合良好，验证了移动切片模型模拟连铸坯宏观偏析的准确性. 由于溶质浮力的影响，内弧侧的宏观偏析强于外弧侧. 随着过热度的增加，铸坯中心碳偏析度从1.06增加至1.15. 过热度控制在25 ℃范围内，可以保证铸坯的宏观碳偏析度控制在1.10范围内.随着连铸二冷水量的增加，铸坯中心偏析改善程度较小，铸坯中心碳偏析度从1.16降低至1.13. 随着拉坯速度的增加，铸坯中心偏析呈现加重的趋势，铸坯中心碳偏析度由1.14增加至1.21，拉坯速度控制在1.4 m·min –1范围内，可保证铸坯中心碳偏析度低于1.15.关键词 宏观偏析；过热度；二冷水量；拉坯速度；齿轮钢分类号 TF777.3Simulation of the macrosegregation in the gear steel billet continuous casting processWANG Ya-dong 1)，ZHANG Li-feng 2)✉，ZHANG Hai-jie 1)1) School of Metallurgical and Ecological Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) State Key Lab of Metastable Materials Science and Technology, Yanshan University, Qinhuangdao 066004, China✉Corresponding author, E-mail: *******************.cnABSTRACT Macrosegregation forms due to relative motion between liquid and solid phases on the macro scale during solidification.As macrosegregation is formed during a solidification process, it is difficult to remove it in the subsequent rolling and heat treatment processes, thereby deteriorating the mechanical properties and stability of products. Studies of macrosegregation of billets for industrial trials have become a challenge due to the high temperature of the casting process. To improve macrosegregation of billet, a moving slice model was developed using the ProCAST software based on a continuous casting process of gear steel billet in a domestic steel mill.During the continuous casting process, macrosegregation can be calculated using the above model. The effects of superheat, secondary cooling water flows, and casting speed on macrosegregation were simulated. These results were consistent with the measured outcomes of carbon macrosegregation, validating the moving slice model to calculate the macrosegregation of billet. The solute concentration on the loose side is higher than that on the fixed side due to solute buoyancy. The degree of carbon segregation in the billet center increases from 1.06 to 1.15, with an increase in superheat, which should be controlled below 25 ℃ to ensure the degree of carbon segregation within 1.10. However, the degree of carbon segregation in the billet center decreases from 1.16 to 1.13, with an increase of secondary cooling water flow and a little improvement in central segregation. With an increase in casting speed, the central segregation becomes serious, and the degree of carbon segregation in the billet center increases from 1.14 to 1.21. However, when the casting speed is lower than 1.4 m·min −1, the degree of carbon segregation in the billet center comes lower than 1.15.KEY WORDS macrosegregation ；superheat ；secondary cooling water flow ；casting speed ；gear steel收稿日期: 2020−02−27基金项目: 国家自然科学基金资助项目（U186026，51725402）工程科学学报，第 43 卷，第 4 期：561−568，2021 年 4 月Chinese Journal of Engineering, Vol. 43, No. 4: 561−568, April 2021https:///10.13374/j.issn2095-9389.2020.02.27.001; 宏观偏析是由于凝固前沿高溶质浓度的钢液发生相对流动而形成[1]. 宏观偏析发生在1 cm～1 m 的大尺度范围，在后续的轧制和均匀化热处理过程中并不能完全消除[2]，进而对产品的机械性能和稳定性产生重要影响，严重制约高端钢材的生产和应用[3].为了改善铸坯的宏观偏析，提升铸坯及钢材的质量，众多学者通过试验和数值模拟的方法进行了大量研究[4−7]. An等[8]通过工业试验研究发现随着结晶器电磁搅拌电流的增加，铸坯中心偏析得到改善；随着结晶器电磁搅拌频率的增加，铸坯中心偏析同样得到改善. Li等[9]通过对比结晶器电磁搅拌、结晶器＋末端电磁搅拌（复合电磁搅拌）条件下低倍结果和铸坯中心碳偏析结果，表明复合电磁搅拌模式得到的铸坯中心疏松和缩孔更小、更均匀，能够有效改善铸坯中心碳偏析. Bleck 等[10]通过实验室试验研究了轻压下区间内不同中心固相率与中心偏析和内部裂纹的关系，结果显示在中心固相率为0.89～0.94的区间内进行压下试验，能够改善铸坯中心偏析，但是铸坯内部裂纹发生率增加. 王文培等[11]进行小方坯高碳钢的工业试验，结果表明随着钢液过热度的升高，碳偏析指数增大，控制钢水过热度在30 ℃以内可保证碳偏析指数在1.10内. Jiang等[12]建立了二维的多相凝固模型并与机械压下模型耦合，分别研究不同压下量、压下区间等对液相流动和溶质传输的影响. 研究结果显示，机械压下能够挤压铸坯芯部钢液，减缓溶质富集液相向凝固终点的流动速度，有效降低铸坯中心偏析. 随着压下量的增加，中心偏析明显改善；提出最佳的压下区间为中心液相率在0.95～0.01之间. Wu和Ludwig[13]利用多相凝固模型研究了钢锭凝固过程中的溶质传输行为，研究表明宏观偏析仅在熔体对流或者枝晶沉降过程中形成. Sun和Zhang[14]建立了电磁搅拌、传热和溶质传输的耦合模型并预测了连铸坯的宏观偏析，模拟结果与实验室检测结果吻合较好. 马长文[15]利用连续介质模型，研究了钢锭侧面和底面冷却条件下的偏析行为，侧面冷却时在铸锭顶部形成正偏析，底部形成负偏析；底部冷却时铸锭内部产生垂直生长的通道偏析. 陈华标[16]针对板坯连铸过程建立了全连铸三维中心偏析模型，并模拟研究了连铸凝固过程中板坯内溶质的分布特征及中心偏析的形成机理.由于连铸过程为高温作业，各种传输过程复杂，难以直接观察且试验过程耗费较多的人力和物力，越来越多的研究者采用数值模拟的方法研究连铸凝固过程. 然而，在连铸的数值模拟中，由于连铸模型庞大、计算量较大、计算时间较长，很难及时反馈模拟结果. 本文基于ProCAST软件建立简化的移动切片模型，能够高效模拟连铸过程中的宏观偏析，研究了不同过热度、二冷水量和拉坯速度等对宏观偏析的影响规律.1 数学模型本研究基于国内某钢厂小方坯齿轮钢连铸生产，利用ProCAST软件建立移动切片模型，模拟连铸坯的宏观偏析. 由于实际连铸过程较为复杂，为了简化模型以提高计算效率做出如下假设：连铸坯沿拉坯方向的导热量约占总热量的3%～6%，因此忽略连铸坯纵向传热[17]；连铸二冷区同一段采用均匀冷却的经验公式[18]；凝固过程未考虑枝晶沉降和固相移动[19]；未考虑实际生产中电磁搅拌的影响. 模型中偏析的计算主要由连续性方程、动量方程、能量方程和溶质传输方程控制,方程（1）、（2）和（3）分别为连续性方程、动量方程和能量方程，方程（4）和（5）分别为液相和固相中的溶质传输方程.式中，f l (f s)为液（固）相率；ρl (ρs)为液（固）相密度，kg·m−3；t为时间，s；u l (u s)为液（固）相速度，m·s−1；μl为液相黏度，Pa·s；K为渗透率，m2；g为重力加速度，m·s−2；p为压力，Pa；h l (h s)为液（固）相焓，J·mol−1；D l (D s)为液（固）相扩散系数，m2·s−1；T为节点温度，℃；k m为热导率，W·m−1·K−1；c l (c s)为实· 562 ·工程科学学报，第 43 卷，第 4 期际的液（固）相浓度；c sl 为界面浓度；λ2为二次枝晶间距，m ；l ，S 为常数.小方坯齿轮钢断面尺寸为165 mm×165 mm ，拉坯速度为1.4 m·min −1，连铸机弧型段半径为10 m ，结晶器有效长度为0.85 m. 齿轮钢成分如表1所示，钢种的固液相线温度分别为1463 ℃和1514 ℃.图1为本研究建立的移动切片模型示意图. 通过ProE 建立切片模型，模型边长和厚度分别为165 mm 和10 mm ，采用6面体网格，体网格总数为15125个.移动切片从弯月面开始，按照图1所示连铸坯移动示意图进行运动，分别经历结晶器冷却、二冷区冷却和空冷区，最终完全凝固. 连铸各区长度和冷却水量如表2所示. 为了将重力对偏析的影响加入模型，本模型将连铸弧形段不同位置处的重力加速度分别沿径向和切向进行分解，进而加载至偏析模型[12, 20]，如图1所示.表 1 齿轮钢成分（质量分数）Table 1 Element content of the gear steel%C Si Mn P S Al Cr Ti 0.2150.2400.8900.0200.0200.0201.0900.006MoldZone1Zone2Zone3Slice modelCasting directionHorizontal segementAir cooling zoneRθθgg Rg T图 1 移动切片模型Fig.1 Moving slice model表 2 各区长度和冷却水量Table 2 Length and cooling water flow in each zone Cooling zoneWater flow/(m 3·h −1)Length/m Mold 1080.9Zone1 3.320.35Zone2 2.20 1.78Zone31.031.85式中：θ为连铸坯弧形段不同位置处径向与水平方向的夹角；u c 为拉坯速度，m·min −1；t θ为弧形段开始至弧形段任意位置的时间，s ；R 为连铸机半径，m ；g R 为重力加速度径向分量，m·s −2；g T 为重力加速度切向分量，m·s −2.连铸生产过程中，铸坯表面与结晶器铜板接触，通过铜板内的冷却水将热量导出，在二冷区主要利用喷嘴向铸坯表面喷水（水雾）的方式冷却.在空冷区主要由铸坯表面向周围辐射散失热量.因此，需将上述传热边界条件分开处理. 结晶器铜板与铸坯表面的热流密度采用平均热流密度[21]：式中，q m 为铸坯表面的平均热流密度，W·m −2；ρ为结晶器冷却水密度，kg·m −3；C p 为冷却水的比热容，J·kg −1·℃−1；Q 为冷却水流量，m 3·s −1；ΔT 为结晶器铜板进出水温度差，℃；F 为结晶器铜板与铸坯的有效接触面积，m 2.二冷区冷却方式主要包括喷嘴冷却、辊子与铸坯间的接触传热、二冷水聚集蒸发散热和辐射散热等，本研究采用经验公式进行计算[22]：式中，h 为综合换热系数，W·m −2·℃−1；W 为二冷各区的平均水流密度，L·cm −2·min −1；T w 为冷却水的温度，℃.空冷区主要通过铸坯表面与周围环境的辐射换热散失热量，采用公式（12）进行计算[18, 23].式中，q rad 为铸坯表面辐射换热的热流密度，W·m −2；σ为Stefan-Boltzmann 常数，取值为5.67×10−8 W·m −2·K −4；ε为辐射换热系数，取值为0.8；T s 、T e 分别为铸坯表面温度和环境温度，℃. 模型中齿轮钢的热物性参数通过ProCAST 软件自带的热力学数据库计算得出，钢种的热导率、密度、热焓、黏度和固相率随温度的关系如图2所示.2 模型验证为了验证移动切片模型的准确性，本文基于连铸实际工况进行模拟并与检测结果进行对比.实际连铸条件如下：拉速1.4 m·min −1，过热度35 ℃，二冷水量为正常水量，如表2所示. 图3为铸坯表面红外测温与模型计算得到的温度场对比结果，可以看出计算得到的温度场与现场测温结果基本吻合，进而验证了模型温度场的准确性. 为了进一步验证宏观偏析模型的准确性，需要检测铸坯横王亚栋等： 小方坯齿轮钢连铸过程中的宏观偏析模拟· 563 ·断面的宏观偏析情况. 铸坯宏观偏析检测方法为：首先进行铸坯横断面低倍浸蚀，从浸蚀后的横断面找到铸坯的凝固末端位置，过凝固末端位置从内弧至外弧做垂线，并用直径为6 mm 的钻头沿着垂线进行钻屑取样，最后利用碳硫分析仪（Leco CS844）检测碳元素含量. 该检测方法的优势是能够准确定位凝固末端位置，进而得到更准确的中心偏析结果. 图4为碳偏析检测结果与模拟结果的对比，可以看出计算得到的碳偏析度与检测结果基本吻合，进而验证了模型计算宏观偏析的准确性. 碳偏析度通过公式（13）计算，其中，r i 为检测位置i 处的碳偏析度，m i 为检测位置i 处的碳含量，m 0为钢液中碳的初始含量.图 2 钢的热物性参数. （a ）热导率；（b ）密度；（c ）热焓；（d ）黏度；（e ）固相率Fig.2 Thermophysical parameters of the steel: (a) conductivity; (b) density; (c) enthalpy; (d) viscosity; (e) solid fraction图 3 计算得到的铸坯表面温度和测量结果的对比Fig.3 Comparison between the calculated and measured results of the billet surface temperature· 564 ·工程科学学报，第 43 卷，第 4 期r i =m i m 0（13）检测结果显示，铸坯表层为负偏析，这是由于结晶器电磁搅拌导致钢液冲刷凝固前沿，将凝固前沿的富集溶质带至中间钢液，进而导致铸坯表层的负偏析. 随着连铸凝固的进行，碳含量逐渐增加，在距铸坯表面1/4处出现较严重的正偏析，如图4所示，该位置与连铸坯柱状晶向等轴晶的转变位置相吻合，此位置的正偏析主要是由于枝晶转变导致[24−25]，枝晶转变处枝晶变得更加粗大且交错排布，阻碍了选分结晶产生的溶质进一步流动，进而在枝晶转变处产生正偏析. 随后碳含量逐渐降低，在凝固中心附近出现负偏析，在凝固中心处为严重的正偏析，碳偏析度可达1.16，这主要是因为在凝固末端，钢液凝固收缩形成的负压抽吸附近高浓度溶质钢液，导致严重的中心偏析和凝固中心附近的负偏析. 模拟结果显示，铸坯中心附近的负偏析偏离凝固中心较远，这是因为模型未考虑凝固收缩导致. 内弧侧的溶质浓度整体高于外弧侧，这主要是因为溶质浮力引起的热对流导致高溶质浓度钢液向内弧侧流动导致.3 模拟结果为了研究不同连铸参数对铸坯宏观偏析的影响规律，本研究分别模拟了不同过热度、二冷水量和拉坯速度条件下的宏观偏析. 钢中同时存在C 、Si 、Mn 、P 、S 、Cr 等易偏析元素，连铸凝固过程中易偏析元素均存在不同程度的偏析现象，易偏析元素的偏析规律基本一致[25−27]，因此，为表征铸坯的宏观偏析程度，本文选用碳偏析度作为铸坯偏析程度的标准.拉速1.4 m·min −1，正常二冷水量条件下，本文分别模拟了过热度15、25和35 ℃工况铸坯横断面的宏观偏析情况. 图5为铸坯横断面碳元素的分布云图，图6为铸坯横断面中垂线上碳元素宏观偏析的定量结果. 可以看出，随着过热度的增加，枝晶转变处正偏析有所增加，铸坯中心偏析明显增强，铸坯中心碳偏析度从1.06增加至1.15. 中心偏析的增强主要是因为在相同冷却条件下提高浇铸温度，铸坯凝固时间延长，溶质元素有更长的时间扩散，使得更多的溶质元素扩散至后期凝固的钢液，进而加剧了铸坯的中心偏析. 可以看出，过热度在不超过25 ℃时，铸坯中心偏析和枝晶转变处偏析可以控制在一个比较低的水平. 因此，将过热度控制在25 ℃以内，可以保证铸坯的宏观碳偏析度控制在1.10范围内.模拟结果显示，铸坯内弧侧的偏析程度要强Simulated results Chilled layer Columnar zone Mixed zoneEquiaxed zoneMeasured results 900.70.8Degree of segregationFixed sideLoose side0.9 1.0 1.1 1.2165 m m图 4 检测得到的碳含量与模拟结果对比Fig.4 Comparison between the calculated and measured results of the carbon contentLoose side15 ℃25 ℃35 ℃Mass fraction of C/%0.26000.25270.24530.23800.23070.22330.21600.20870.20130.19400.18670.17930.17200.16470.15730.1500图 5 过热度对铸坯宏观偏析的影响Fig.5 Effect of superheat on the macrosegregation of the billet王亚栋等： 小方坯齿轮钢连铸过程中的宏观偏析模拟· 565 ·于铸坯的外弧侧. 这是由于连铸过程中，当铸坯切片运动至弧形段以及水平段后，重力方向将不再垂直于铸坯横断面，进而产生平行于铸坯横断面的重力分量，钢液受到溶质浮力的影响而产生对流，溶质元素富集的钢液会向内弧侧流动，进而导致内弧侧的宏观偏析强于外弧侧.为研究连铸二冷水量对铸坯横断面宏观偏析的影响，在拉速为1.4 m·min −1，过热度为35 ℃的条件下，本模拟分别计算了二冷水量降低20%、正常水量、二冷水量增加20%三种工况下铸坯的宏观偏析. 图7为铸坯横断面碳元素的分布云图，图8为铸坯横断面中垂线上碳元素宏观偏析的定量结果. 可以看出，连铸二冷水量对铸坯中心偏析和枝晶转变处偏析影响较小，且影响规律不明显.随着连铸二冷水量的增加，铸坯中心偏析有所改善，但是改善程度很小，铸坯中心碳偏析度从1.16降低至1.13. 这主要是因为在凝固中后期，凝固坯壳较厚，二冷水量的改变对铸坯芯部的冷却条件影响较小，即对凝固后期钢液的凝固时间影响较小，溶质扩散时间改变有限，进而对铸坯中心偏析影响较小.Loose sideDecrease 20%Increase 20%NormalMass fraction of C/%0.26000.25270.24530.23800.23070.22330.21600.20870.20130.19400.18670.17930.17200.16470.15730.1500图 7 二冷水量对铸坯宏观偏析的影响Fig.7 Effect of secondary cooling water flow on macrosegregation of the billet图 8 二冷水量对铸坯宏观偏析的定量影响Fig.8 Effect of secondary cooling water flow on the quantized results of macrosegregation为研究拉坯速度对铸坯横断面宏观偏析的影响，在过热度为35 ℃，正常二冷水量条件下，本模型分别计算了1.2、1.4和1.6 m·min −1三种拉速条件下的宏观偏析. 图9为铸坯横断面碳元素的分布云图，图10为铸坯横断面中垂线上碳元素宏观偏析的定量结果. 可以看出，拉速的变化对铸坯中心偏析的影响较为显著，随着拉坯速度的增加，铸坯中心偏析呈现加重的趋势，铸坯中心碳偏析度由1.14增加至1.21. 主要是因为随着拉坯速度的提高，连铸坯在结晶器区和二冷区停留时间变短，使得凝固末端向后移动，图11显示拉坯速度在1.2、1.4和1.6 m·min −1时，凝固末端位置距离弯月面分别为9.6、11.7和13.9 m. 进而溶质元素有更长的扩散时间，使得更多的溶质元素扩散到后期凝固的钢液中，加剧了铸坯的中心偏析.4 结论本文建立了连铸移动切片模型，能够高效模拟连铸过程中的宏观偏析并及时反馈模拟结果.图 6 过热度对铸坯宏观偏析的定量影响Fig.6 Effect of superheat on the quantized results of the macro-segregation· 566 ·工程科学学报，第 43 卷，第 4 期红外测温和碳偏析检测结果与模拟结果吻合良好，验证了移动切片模型模拟连铸坯宏观偏析的准确性. 模型分别模拟研究了不同过热度、二冷水量和拉坯速度对铸坯宏观偏析的影响，得出如下结论：（1）由于钢液受到溶质浮力的影响，溶质元素富集的钢液会向内弧侧流动，导致内弧侧的宏观偏析强于外弧侧.（2）随着过热度的增加，枝晶转变处正偏析有所增加，铸坯中心偏析明显增强，铸坯中心碳偏析度从1.06增加至1.15. 过热度控制在25 ℃范围内，可以保证铸坯的宏观碳偏析度控制在1.10范围内.（3）随着连铸二冷水量的增加，铸坯中心偏析改善程度较小，铸坯中心碳偏析度从1.16降低至1.13.（4）随着拉坯速度的增加，铸坯中心偏析呈现加重的趋势，铸坯中心碳偏析度由1.14增加至1.21. 拉速控制在1.4 m·min −1范围内，可保证铸坯中心碳偏析度低于1.15.参 考 文 献Ludwig A, Wu M H, Kharicha A. 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高碳钢连铸方坯质量控制蔡开科1．前言高碳钢制品入钢轨，硬线，钢丝等广泛应用于国民经济各个部门。

对高碳钢制品要求是：抗拉强度高，可承载较重的震动载荷承载能力大，使用安全可靠在高速条件下工作，运转平稳有良好的抗压性，耐磨性，耐腐蚀性等目前高碳钢生产有两件工艺：BOF（EAF）－LF（VD）－bloom大方坯BOF（EAF）－LF－Billet小方坯不管那种工艺，为获得高质量的产品，必须得到高质量的连铸坯。

（1）高的洁净度，非金属夹杂物类型，数量，尺寸分布如表1表1 洁净度要求硬线钢由于夹杂易造成的冷拔断裂如图1图1 夹杂物所致冷拔断裂重轨钢，滚珠钢由于脆性夹杂产生疲劳裂纹而断裂（2）铸坯良好的低倍结构要紧是指中心缺陷（锻孔，疏松，中心偏析）。

硬线钢的杯锥状断裂（图2）是由中心偏析所致图2 杯锥状断口硬线钢劈裂状断口（图3）要紧是由中心疏松缩孔引起的。

图3 劈裂状断口重轨钢由于中心偏析（C.S）而产生轨腰的断裂（图4）图4 钢轨形貌2．铸坯中夹杂物操纵当钢水凝固成固体后，铸坯中夹杂物数量就无法改变了。

因此铸坯中夹杂物决定于炼钢－精炼－连铸的全过程。

炼钢是一个氧化过程，钢中夹杂物可用总氧T[O]来评判：T[O] = [O]D + [O]I出钢时：钢水中[O]I→O T[O] = [O]D＝a[O]脱氧合金化后：[O]D（a[O]）→O T[O] = [O]I由此，可用总氧T[O]来表示钢的洁净度，也确实是夹杂物水平。

为使钢中夹杂物少，必须操纵钢T[O]，为此（1）降低[O]D，转炉终点a[O]（2）降低[O]I，脱氧（夹杂物工程），精炼（3）防止钢水再污染：连铸过程2．1转炉终点氧操纵转炉终点a[O]是产生夹杂物的源头。

重点a[O]决定于：[C]终渣中（FeO）钢水温度图5 转炉终点钢中[C]与a[O]关系关于中高碳钢转炉终点操纵方法：低拉碳增碳法高拉碳补吹法两种方法结果比较于表2表2 低拉碳与高拉碳结果比较由表可知高拉碳法特点：增C量小，成品C波动小终点a[O]低对铁水S，P要求研低拉碳法特点：对铁水S，P要求可放宽些有利于脱S，P终点a[O]高增C量大，碳粉收得率不稳，成品C波动在±0.05％以上两种方法各有优缺点，各厂依照具体条件决定采纳哪种方法。

1 前言某钢铁(集团)公司炼钢厂新建了一台1800mm板坯连铸机，设计铸坯规格为厚200mm、220mm、250mm，宽1400mm~1800mm。

试运行期间生产了断面为250mm×1550mm的Q235、 Q345钢板坯，低倍组织检验结果中心偏析和中心疏松较严重。

我们摘录了13个炉批号的低倍检验报告，进行对比检查(如表1)，发现中心偏析一般为B2.5级，中心疏松为2级左右。

当铸坯轧制成材后，做两个断面相互垂直的焊接试验时，在氧割或切口上出现局部分层。

根据该厂生产实际情况，为尽可能减少中心偏析与中心疏松，生产高质量的铸坯，分析了中心偏析与中心疏松缺陷的形成原因，提出了具体的预防对策。

2 中心偏析与中心疏松形成原因中心偏析是指钢液在凝固过程中，溶质元素在固液相中进行丙分配时，表现为铸坯中元素分布不均匀，铸坯中心部位的C、S、P等元素含量明显高于其它部位。

在铸坯厚度中心凝固末端区域常表现为“V”偏析。

中心疏松是指钢液在凝固末期，在铸坯厚度中心的枝晶间产生微小空隙。

导致中心偏析和中心疏松产生的原因很多，且这两种缺陷往往相伴而生。

2.1 铸坯凝固组织中柱状晶过于发达中心偏析和中心疏松形成机理之一是“凝固晶桥”理论，即铸坯凝固过程中，铸坯传热的不稳定性导致柱状晶生长速度快慢不一，优先生长的柱状晶在铸坯中心相遇形成“搭桥”，液相穴内钢液被“凝固晶桥”分开，晶桥下部钢液在凝固收缩时得不到上部钢水补充而形成疏松或缩孔，并伴随中心偏析。

当凝固组织中柱状晶过于发达时，越容易形成“凝固晶桥”，铸坯中也越容易产生中心偏析和中心疏松。

2.2 钢液中易偏析溶质元素含量过高中心偏析和中心疏松形成机理之二是钢液中易偏析溶质元素析出与富集理论，即铸坯从表壳往中心结晶过程中，钢液中的溶质元素在固液相界上具有溶解平衡移动，C、S、P等易偏析元素以柱状晶粒析出，排到尚未凝固的金属液中，随结晶的继续进行，这些易偏析元素被富集到铸坯中心或凝固末端区域，由此产生中心偏析和中心疏松。

提高小方坯连铸内部质量通过对小方坯连铸内部中的质量问题进行分析，并对小方坯连铸机二级控制系统的应用进行了介绍，提出了加强小方坯连铸内部质量的措施。

标签：小方坯连铸；内部质量；控制引言：在当前，连铸工艺及其相关的配套技术均获得了较大程度的发展，但为了更有效地进行投资与生产成本控制，逐渐降低大方坯应用率而更多采用小方坯已逐渐成为了当前高碳硬线钢生产的重点研究方向之一。

在初步的应用实践过程中，高碳钢小截面方坯目前仍受到诸如中心偏析、中心缩孔以及内部裂纹等多方面问题的困扰，继而在很大程度上对方坯的质量构成了非常不利的影响，相关研究指出，由于这些缺陷的存在，将会显著增加发生高碳钢盘条拉拔断裂的几率，因此，加强其内部质量的控制是非常有必要的。

一、连铸小方坯内部质量存在的问题（一）连铸小方坯中心偏析产生的原因连铸小方坯产生中心偏析的原因多是因为其中心区域具有C，Mn，P和S 等溶质元素分布并不是十分均匀的情况，以至于时常会在铸坯横剖面上表现为铸坯中心处溶质元素的浓度出现峰值，而两边的浓度则相对处于更低的水平，再从铸坯纵剖面上的情况来看，其表观形态存在的形式则更多的表现为V形偏析、U 形偏析、点状偏析、线状偏析或是缩孔等，整体来看，沿中心线，溶质元素多呈现出近似周期性的波动。

多数时候，连铸方坯中心偏析不足以影响终极产品的质量，在一定范围内是允许存在的。

但诸如含碳量相对较高的硬线、钢帘线钢种以及对C，Mn，S偏析更为敏感的抗氢致开裂管线钢种等特殊钢种，中心偏析则将会对其最终产品的质量以及加工性能等造成不同程度的影响，故一般被认为是一种非常典型的铸坯内部缺陷。

在当前连铸方坯钢种档次持续提升的过程中，铸坯中心偏析的问题实则将愈发变的更加突出。

（二）连铸小方坯中心缩孔产生的原因从工艺方面来看，实践表明中心缩孔的产生多与钢水过热度过高、比水量不妥以及二冷水压不稳等几方面因素关联密切，故需给予这些因素有针对性的改进措施。

二、小方坯连铸机二级控制系统的应用（一）系统硬件结构系统由服务器、工作站等相关的网络设备组成硬件系统，由于系统需要尽可能多的收集数据来增加质量判定的准确度，系统数据来源具有多样性，主要包括：L3级调度网、转炉和精炼生产网以及连铸L1级网络等，网络结构如图1所示。

结晶器电磁搅拌对连铸坯质量的影响摘要：随着连铸技术的应用与发展，连铸坯的质量越来越受到重视，特别是由于用户对钢材质量越来越高的要求及国际市场的激烈竞争，使提高铸坯质量成为连铸生产中首要的问题，因而围绕提高连铸坯质量的研究工作也取得了很大的进展。

连铸的电磁搅拌技术因其能显著改善铸坯质量而在国内外受到重视并得到发展与广泛应用。

基于此，本文主要对结晶器电磁搅拌对连铸坯质量的影响进行分析探讨。

关键词：结晶器；电磁搅拌；连铸坯质量；影响前言电磁搅拌技术对提高连铸坯的等轴晶率、细化凝固组织、改善夹杂物分布并促进成分均匀化具有重要作用，现今超级钢的开发，要求在现有条件下最大幅度地提高铸坯的等轴晶率，并使凝固的成分及夹杂物分布更加均匀，充分发挥出电磁搅拌冶金功能，因此，需要对电磁搅拌提高铸坯等轴晶率、细化及均质化凝固组织的作用效果和作用机理进行更深入的研究。

1连铸电磁搅拌原理对电磁搅拌通以三相电源，电磁搅拌内线圈产生一旋转磁场，铸坯在旋转磁场中切割磁力线产生感生电流，而感生电流在旋转磁场中必然会受电磁力的作用，且电磁力的方向与磁场运行方向一致，始终沿圆周方向运动，这样就推动了铸坯中的钢液也作圆周运动，从而达到了搅拌钢液的目的。

1.1连铸电磁搅拌的分类1)连铸电磁搅拌按安装位置可分为结晶器电磁搅拌(M−EMS)、二冷段电磁搅拌(S−EMS)和末端电磁搅拌(F−EMS)及其相互间的组合。

M−EMS是三种搅拌形式中改善铸坯质量最显著的方法。

S−MES是最先发明的一种搅拌形式。

随着连铸的发展，单独使用M−EMS或S−EMS已无法满足高质量产品的要求，生产中多采用结晶器、二冷区和凝固终点联合搅拌方式。

2)结晶器电磁搅拌的分类（1）结晶器电磁搅拌按安装方式可分为内置式和外置式两种。

按电磁感应器的冷却方式可分为传统型外水直冷式、独立冷却外水直冷式及空芯铜管纯水内冷式三种。

（2）连铸电磁搅拌按钢液流动方向可分为旋转型搅拌、线性搅拌和旋转型搅拌与线性搅拌共同作用产生的螺旋型搅拌。

不锈钢铸坯表面不良原因浅析一．外部缺陷：1.凹坑，凹坑多产生于结晶器上部与坑壳粘连的情况下，粘连处受到拉伸时该处坯壳厚度变薄，薄的地区的温度比其它的地区高，凝固就比较慢，凝固收缩也比别处晚，相邻地区的凝固收缩对其产生作用力，因而产生凹坑凹坑的产生和坑壳与结晶器壁间的空隙大小、结晶器的润滑和振动等情况有关，为了消除凹坑，目前多采用高频率、小振幅的结晶器的振动方式2.结疤、夹渣、重皮、重接，结疤（热疤）是铸坯在结晶器内被拉裂以后，钢液从裂缝溢出又被结晶器冷却而在铸坯表面留下的缺陷。

只要注意润滑，稳定注速，防止悬挂就可以防止这种缺陷夹渣是由于结晶器中钢液面上的浮渣被送入铸坯内部造成的；表面夹渣多发生在铸坯表面中部，在“黑皮”状态较容易发现。

浇铸过程结晶器保护渣流动性恶化；保护渣吸收浮渣和夹杂物的能力降低；结晶器钢水液面波动大等是造成夹渣的主要原因为防止表面夹渣的产生，可采取如下措施：钢的洁净化；浇铸过程结晶器保护渣Al2O3含量低于20%；控制结晶器钢水表面波动；提高拉速、结晶器采用电磁搅拌技术。

重皮是浇易氧化钢种时注温、注速偏低引起的；注温偏低时钢液面上易形成半凝固状态的冷皮，随铸坯下降冷皮便留在铸坯表面而形成重皮针孔，是由于凝固过程中生成的CO\H2气体、吹入的Ar气泡被坯壳捕抓；或连铸坯脱氧不足，是生成铸坯表面或皮下气泡的主要原因为防止针孔缺陷的产生，可采取如下措施：钢液应充分脱氧、脱气、防止二次氧化；减少水口、塞棒吹氩量；控制钢的浇铸流量；优化浸入式水口的直径、深度和夹角二．内部缺陷1.内部裂纹，中高碳钢和某些合金钢铸坯中最常见的一种缺陷，把铸坯切开，检查横断面时，发现内部有由中心向外扩张的裂纹，有时可以开裂到表面2.中心疏松，在连铸坯剖面上不同程度的分散的小空隙，称为疏松。

疏松有三种情况，即分散在整个断面上的一般疏松，在树枝晶内的枝晶疏松和沿铸坯轴心产生的中心疏松。

一般疏松和枝晶疏松在铸坯轧制可能焊合，而中心疏松则明显影响铸坯质量产生原因在铸坯中心部位，由于枝晶“搭桥”，上部钢水受阻不能对下部钢水的凝固收缩进行及时的补充，因而在晶桥下面，钢水按一般钢锭凝固模式凝固，形成中心疏松或缩孔3.皮下气泡，通常呈圆形或椭圆形分布于铸坯中，一般情况下有皮下气泡的钢坯必先预先处理，皮下气泡严的钢坯要报废或降级处理减少皮下气泡最有效的方法是降低钢中的含氧量，控制好脱氧程度，避免在浇注过程中发生碳氧反应，采用氩气保护浇注或对钢包进行真空处理等，能大幅度减少钢中含气体量4.非金属夹杂，连铸坯中非金属夹杂的总量比模注钢锭低15%-20%5.偏析。