连铸坯缺陷

2013-7-121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 关于同志近三年现实表现材料材料类招标技术评分表图表与交易pdf视力表打印pdf用图表说话 pdf 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　　**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2013-7-123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2013-7-124　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*Author*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**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**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 编码规则下载淘宝规则下载天猫规则下载麻将竞赛规则pdf麻将竞赛规则pdf 、沿晶断裂特征。种类凝固裂纹液化裂纹高温失延裂纹**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。**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。σσττBAC裂纹1.2各种裂纹的形成机理及其特征**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**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**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**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**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**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**1.3铸坯裂纹类型与形成位置的关系4　　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**1.3铸坯裂纹类型与形成位置的关系裂纹的断口**1.3铸坯裂纹类型与形成位置的关系裂纹的脱碳**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**1.5裂纹类型与微观结构和脆性温度区间的关系**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ⅠB：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（Ⅰ）、ⅡC：表面横裂纹沿粗大奥氏体晶界析出物或层片状铁素体（Ⅰ）、Ⅱ、ⅢD：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（Ⅰ）、Ⅱ、Ⅲ（Ⅰ）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1(1)、在Ⅰ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Ⅱ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Ⅲ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**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Ⅲ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**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ε超过临界应变ε临值，则产生裂纹。不同作者实际测定ε临值如下：C，％ε（应变）0.150.2～0.50.17～0.283.2～3.60.16～0.230.5～1.00.13～0.153.2～3.30.130.45～0.560.18～0.240.32～0.620.421.0～1.5设计板坯、大方坯时，推荐值:SMS－Demag：ε临=0.1%Danieli:ε临≤0.16%1.5裂纹类型与微观结构和脆性温度区间的关系**ε临值主要决定于钢的成分。钢中碳当量CP、Mn/S比和ε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ε临值。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*Author*1.6钢的裂纹敏感性评价**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**用铁素体量FP（ferritePotential）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**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**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)<0.53%]1.6钢的裂纹敏感性评价定向凝固组织示意图**•Emi等指出，当初始凝固阶段冷却速率较大时，包晶反应后的凝固组织　　　　会出现不均匀的情况。•共焦激光扫描显微镜下观察到的包晶反应凝固过程的变化情况见下图。这样凝固后的基体组织受到应力后更容易出现裂纹。1.6钢的裂纹敏感性评价**凝固组织影响连铸坯凝固组织的因素1、浇铸条件的影响拉速、浇铸温度、二冷强度2、钢中含量碳量影响含碳量0.18～0.45%(0.2～0.5%)的钢等轴晶比率最大中高碳钢较低碳钢柱状晶发达(Tc～Ts)宽含量碳0.6%柱状晶最发达，0.1%时等轴晶最多。（0.6%无相变气隙小，传热快，柱状晶发达）3连铸机机型的影响弧形连铸机内弧柱状晶发达4、铸坯断面尺寸大断面铸坯中心等轴晶比例高较大。1.6钢的裂纹敏感性评价**1.6钢的裂纹敏感性评价**锰促进柱状晶生长1.6钢的裂纹敏感性评价**二冷 制度 关于办公室下班关闭电源制度矿山事故隐患举报和奖励制度制度下载人事管理制度doc盘点制度下载 1.6钢的裂纹敏感性评价**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1、[H]对钢性能的危害氢以原子或离子形式溶于钢中。由于原子半径小，氢在铁晶格内与碳、氮、氧的原子一样，以间隙式存在，形成间隙式固溶体，并且在钢中的扩散速度比其它原子快，即使在常温下也容易扩散。氢在钢中的溶解是吸热反应，温度越高，氢的溶解度越大。Ti、Nb、V、Cr可显著提高氢在钢中的溶解度。另外，钢中的氢可明显降低钢的塑性，是产生白点缺陷的根源，随着对钢纯净度 要求 对教师党员的评价套管和固井爆破片与爆破装置仓库管理基本要求三甲医院都需要复审吗 的提高，今后要求特殊钢的[H]≤1x10-6(1ppm)。氢对钢的主要危害是氢致裂缺陷(HIC—HydrogenInducedCracking)，即钢中的[H]引起钢材开裂的现象。广义上的氢致裂还包括氢引起钢材的各种损伤及对钢材性能的恶化。氢致裂可以分为凝固过程产生的氢致裂HICL-S和受应力作用下产生的氢致裂HICs，因此，分析研究氢致裂实际包括了这两种情况，即HIC=HICL-S+HICs.**氢的具体危害：1.1导致钢的机械性能下降。溶解于钢中而未析出的氢会降低钢的强度极限、断面收缩率、延伸率和冲击韧性，其中后三者导致钢的脆性，在钢材使用中危害极大。1.2产生白点。钢中含氢量高则是产生白点的主要原因，在钢的冷却过程中，钢液中的[H]呈过饱和固溶体状态，同时它又具有相当太的扩散能力，因而氢原子逐渐聚集在某些部位，使钢局部压力增大而产生白点。体心立方铁中氢、碳和氮的扩散率如表l所示。1.7钢中残余有害元素对性能影响**白点实际上是存在于钢坯(材)和大锻件内部的小裂缝。这种裂缝意味着钢材中存在着原始的脆性开裂小区域或裂纹源。白点的存在显著地降低了钢的横向机械性能，使钢材的塑性明显降低。有白点的钢材在热处理过程中，往往形成淬火裂纹，并给日后的使用留下隐患，甚至造成严重的事故。白点易发生在大型钢坯(锭)轧材及大型锻件上。比如，汽轮机主轴、叶轮、车轮轮箍、重轨等产品上。白点易发生在含C>0.40％，Mn>0.70％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)+[C]→CH4(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**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**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**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<20x10-6(20ppm)。1.7钢中残余有害元素对性能影响**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**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150～450℃(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**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**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T0。全氧T0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T0≥15ppm作为验收的标准。1.7钢中残余有害元素对性能影响**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T0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Al2O3及MA(MgO·Al2O3)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12.5×10—6／℃；Al2O3为8×10—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**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。Al2O3夹杂在钢中产生疲劳裂纹的临界尺寸为10μm。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To<0.003％时(约相当氧在r—Fe中的溶解度)，氧对脆性转变温度没有什么影响；但当To>0.003％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**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=ε1／ε2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Al2O3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**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Al2O3、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**1.7钢中残余有害元素对性能影响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*Author*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**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**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**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**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）H2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H2，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**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**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。**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**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ⅠB：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（Ⅰ）、ⅡC：表面横裂纹沿粗大奥氏体晶界析出物或层片状铁素体（Ⅰ）、Ⅱ、ⅢD：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（Ⅰ）、Ⅱ、Ⅲ（Ⅰ）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**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**3.2纵裂纹结晶器弯月面处铸坯坯厚度不均匀图例**出结晶器铸坯坯厚度不均匀图例3.2纵裂纹**3.2纵裂纹**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/m2，0.5-0.7kg/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**◆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；[S]<0.015%,[Mn/S]>30;残余元素[Cu]、[As]、[Zn]<0.1%。◆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**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**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。**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**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600~900℃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**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δ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**B、Mn≥0.80%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**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**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[N]<0.004%，可控制横裂纹。3.3横裂纹**•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**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，N<0.005%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[V]·[N]与延展槽的深度、宽度间可建立起联系。[V]·[N]最高的产品（0.1%V×0.01%N）其延展性并不亚于含铌0.028%的钢。3.3横裂纹**●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**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[C]<0.09%、[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**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，导致热轧钢带晶粒粗化，屈服强度降低。硼对铸坯裂纹的影响方面的研究报道很少。3.3横裂纹**防止和消除硼结构钢“硼脆”的途径“硼相”是M23(C，B)6型含碳硼化合物，硼相沿晶界沉淀成网状析出，不仅使钢的淬透性降低，也是造成“硼脆”的根源。因此，要防止或消除“硼脆”，必须限制“硼相”。限制“硼相”：控制钢中的硼含量；国内外的研究者一致认为，硼结构钢中的硼的质量分数(酸溶硼)在0.0005％～0.0030％较好。生产统计数据也证明，硼的质量分数在0.001％～0.003％较好，超过0.003％冲击值波动较大，最好上限控制在0.0025％为宜。控制热加工工艺及热处理工艺。加热温度、保温时间及加热次数的控制。加热温度越高，晶粒越粗大，晶界减少，沿晶界析出“硼相”的可能增加。热加工时常常为改善塑性，易于锻或轧，加热温度往往过高，保温时间长，停锻或停轧温度（有时大于1000℃)，而后的冷却速度又小，使“脱硼”和“硼相”析出很严重，故锻或轧温度不应大于1150℃。3.3横裂纹**3.3.5析出物对钢的横列的影响析出物尺寸越粗大，断面收缩率越大，塑性越好。当奥氏体晶界质点粗大，呈稀疏分布，横裂纹产生的废品减少；当奥氏体晶界质点细小，呈密实分布，铸坯因横裂产生的废品增加。因此控制沉淀在奥氏体晶界质点的粗大或控制质点（如AlN、TiN、MnS）不在晶界析出，可以降低对裂纹的敏感性。一般的C—Mn钢（Ｍn﹥1%)、C—Mn—Nb(V)钢连铸坯容易产生横裂纹。因为在较高温度下（1050℃～1100℃),Nb(CN)已开始在晶界沉淀，降低了晶界的结合力，导致沿沉淀物周围的空洞生长，促使晶界裂纹的扩展，同时使钢的脆化温度区间加宽，对裂纹敏感性增加。3.3横裂纹**钢中含Al量增加，横向裂纹废品增加。AlN在奥氏体晶界析出，降低了晶界内聚力，增加了转变脆性，使900℃～700℃钢延性大降低，裂纹敏感性增加。钢中Al、Nb、N增加，在A3转变温度以上就有氮化物和C—N化物沉淀，扩大了降低钢延性温度的范围。连铸二冷强度对质点的析出有重要影响。二冷采用弱冷却（0.6L/kg),沿奥氏体晶界AlN析出减少了。3.3横裂纹**3.3.6结晶器振动-重要(1)振痕深度增加，横裂纹增加。振痕深，柱状晶异常，形成元素的偏析层，轧制板上留下花纹状缺陷。3.3横裂纹**(2)结晶器振动特点◆振痕深度增加，横裂纹增加（图3－15）；◆振动频率f增加,振痕变浅，横裂纹减少（图3－16）；◆负滑脱时间增加，振痕深度增加（图3－17）。图3-15振痕深度与横图3-16振动频率与图3-17负滑脱与振痕裂纹产生几率的的关系振痕深度的关系深度深度的关系3.3横裂纹**3.3.7铸机对弧精度的影响如果铸机辊道对中、对弧不好，铸坯在通过不同辊道、扇形段时遭受的低应变速率下的变形会引起钢中微细碳、氮化物的动态析出，造成钢脆化，严重时会产生裂纹。3.3横裂纹**3.3.8预防表面横裂纹的措施成分控制●选择碳和合金添加量，避免包晶凝固，尤其0.1%-0.13%●尽可能减少Nb，使用V取代Nb●尽可能减少Al、N●向含Nb钢中添加V●考虑加Ti工艺与设备控制●合适的保护渣（保证减浅振痕和防止坯壳粘结）●高频率、小振幅结晶器振动[h∝(A·tn)/f]●二冷区采用平稳热冷却，控制矫直铸坯温度●保持结晶器液面稳定●设备各组件严格对中●矫直辊水平度严格管理（<2mm）3.3横裂纹**矫直辊水平度管理矫直辊水平度异常时，铸坯矫直应变比正常大（正常1.19％，异常为2.69％），使横裂多且深，所以应把辊水平度控制在2mm以内。矫直辊水平度对铸坯横裂的影响3.3横裂纹**P22钢坯横裂纹4.1皮下裂纹4.2中间裂纹4.3中心裂纹4.4控制措施第四章内部裂纹**皮下裂纹：离铸坯表面不等（3～10内部mm)的细小裂纹，主要是由于铸坯表层温度反复回升所发生的多次相变，裂纹沿两种组织交界面扩展而形成的。4.1皮下裂纹**中间裂纹：发生在连铸坯的柱状晶区，并沿柱状晶扩展，该裂纹被称为中间裂纹。成因与危害：该裂纹的产生与二次冷却产生的热应力有密切的关系。（1）浇注温度高，钢液过热度大，拉速高。（2）二次冷却制度不合理，造成铸坯表面回温严重。（3）喷嘴/水条安装位置不当。钢坯加热时，裂纹会被氧化，轧制不能焊合，对钢材质量造成危害。预防及消除方法（1）根据钢种，选择合适的浇注温度和拉速。（2）采用合适的二次冷却制度。（3）喷嘴/水条安装位置要符合工艺要求。检查处理用硫印或低倍进行评级判断。4.2中间裂纹**中间裂纹**(1)平行于铸坯辊痕的裂缝特征：连铸拉矫机上下辊夹紧铸坯会在铸坯上留下上下两条平行的辊痕，在平行于或接近平行于辊痕的中间位置形成一条连续或不连续条状中心裂缝。产生原因：二冷室支承辊位置精度不高导致的裂缝。消除方法：提高校弧精度。4.3中心裂纹**平行于铸坯上拉矫机辊痕的裂缝中心裂纹**(2)压下裂纹是与拉辊压下方向相平行的一种中心裂纹。当压下过大时，即使铸坯完全凝固也有可能形成裂纹。产生原因：辊压过大铸坯心部开裂。铸坯过辊温度在第三脆性温度区间。消除方法：降低辊压。提高过辊温度。4.3中心裂纹**中心裂纹辊压过大铸坯心部开裂，裂纹垂直于辊面**中心裂纹(3)岛状中心裂纹，选择合适的末端电磁搅拌位置可消除这种类型裂纹。**中心裂纹(4)氢致中心裂纹，裂纹呈W型**(5)中心星状裂纹在圆坯断面中心出现呈放射状的裂纹。形成原因：由于凝固末期液相穴内残余钢液凝固收缩，而周围的固体阻碍其收缩产生拉应力，中心钢液凝固放出潜热而加热周围的固体使其膨胀，在两者综合作用下，使中心区受到破坏而导致放射性裂纹。控制措施：低过热度浇注,控制好二次冷却,以便液芯矫直时有均匀较大的等轴晶面积和低矫直温度。控制好不同规格矫直压力,防止压扁,小规格铸坯增加机械限位,从而减少铸坯变形量。圆坯连铸的内裂与钢种及规格,以及二次冷却方式和冷却强度有着密切的关系,同时与铸机的设备状态更有密不可分的直接影响,在采取以上针对性措施的同时,我们还针对不同的钢种,不同的规格,调整了工艺参数,使拉速、钢水过热度和二冷强度达到了良好的匹配,从根本上控制住了圆管坯内裂的产生4.3中心裂纹**中心星状裂纹(1)中心裂纹**中心裂缝星形状中心裂缝（2）**中心裂纹星形状中心裂缝（2）**定义与外观在靠近中心部位的柱状晶区产生，一般产生在内弧一侧，在中心无等轴晶区时，裂纹可穿过中心，该裂纹被称为中心裂纹。成因及危害（1）浇注温度高，钢液过热度大。（2）拉速高。（3）二次冷却制度不合理，冷却太强。（4）喷嘴/水条安装位置不当。（5）电磁搅拌强度不合理。（6）钢水中硫含量高。（7）鼓肚严重。钢坯加热时，裂纹会被氧化，轧制不能焊合，对钢材质量造成危害。4.3中心裂纹**预防及消除方法（1）根据钢种，选择合适的浇注温度和拉速。（2）采用合适的二次冷却制度。（3）喷嘴/水条安装位置要符合工艺要求。（4）合适的电磁搅拌强度，提高等轴晶率。（6）控制钢水中的硫含量。考虑成本等其它综合因素应保证[P]+[s]≤0.030％，以防出现中心裂纹（7）采取避免铸坯鼓肚变形的措施:确保结晶器、扇形段和辊子的精确对中，并控制好夹棍间距，避免辊缝超标；同时，二冷区铸坯表面温度不能太高(通常不应高于1100℃,以提高钢的高温强度，这样就会避免鼓肚的出现，消除中心偏析，从而达到消除中心裂纹的目的。检查处理:用硫印或低倍进行评级判断。4.3中心裂纹**中心鼓包，铸坯切割后端面鼓包，控制钢中气体含量。4.3中心裂纹**4.4控制措施采用压缩浇铸技术，或者应用多点矫直技术二冷区采用合适夹辊辊距，支撑辊准确对弧二冷水分配适当，保持铸坯表面温度均匀合适拉辊压下量，最好采用液压控制机构。*Author*第四章切割裂纹**红坯热切开裂对于大断面铸坯，火焰切割操作不当也会导致铸坯端面开裂。割枪走枪速度过慢、走枪速度不均、走枪中断、补割等会导致铸坯端面温差大，产生具有破坯性的热应力，一些应力开裂敏感钢种在破坯性的热应力影响下端面开裂，裂纹一般垂直于铸坯端面上的切割痕迹。控制措施：提高铸坯火焰切割前温度，减少切割铸坯回温。选择合适的切割速度。补切造成端面开裂**红坯火焰切割端面开裂800-27SiMn**裂纹源在铸坯内部的纵裂纹**2012年9月1日340分厂P5钢铸坯室温下火焰切割环形炉加热后开裂（1）缺陷特征：裂纹源在铸坯端头，端部裂纹垂直于铸坯火焰切割流线痕迹，且长度长于铸坯半径，但未贯穿整个截面，轴向从端面向中间扩展，大部分未贯穿整根铸坯，一般地铸坯在线高温切割的端面在加热中不开裂，在室温下形成的切割面在加热中开裂。两端都是室温切实割面，易形成轴向贯通性加热裂纹。产生原因：P5钢是热裂敏感钢种，在切割时，切割走枪速度慢，铸坯端面切入点，切出点处温差大，铸坯切割区经历热膨胀，冷却收缩过程，受热时，铸坯热膨胀，未受热区承受拉应力，冷却时，后收缩区承受拉应力，残余应力大，有的冷却到室温后开裂，有的在环形炉内高温快速加热，又叠加热应力，导致铸坯加热中开裂。产生切割裂纹有一个时间过程。切割面冷却到室温才开裂，说明开裂与何时被淬硬有关。显然，切割裂纹具有一种延迟开裂的特点，除与切割应力有关外，还可能与熔池增H。有一定的关系。因此，控制热影响层温度梯度的变化经历及切割面的组织形态是避免切割裂纹的重要途径预防措施：控制钢水中氢含量，用锯切割坯工艺**2012年9月1日340分厂P5钢铸坯室温下火焰切割环形炉加热后开裂**2012年9月1日340分厂P5钢铸坯室温下火焰切割环形炉加热后开裂（3）11Cr5Mo（P5)钢切割开裂(1)1Cr5Mo锯切开裂炉号的情况见下表铸坯在切割时开裂，后退火再切割铸坯不开裂。炉号长度m支数1215670V311215670V1.511215671V1.511215671V321215672V1.512013-7-1211Cr5Mo（P5)钢切割纵裂(2)应力开裂裂纹特征：裂纹源在应力集中处，裂纹呈弧线2013-7-12**21CrMo10，800坯锯切开裂断口（冷裂纹断口）(1)121CrMo10锯切横裂纵裂（1）2012年10月30日炼钢分厂生产了1个浇次5炉∮800mm规格的21CrMo10管模管用钢共7支铸坯，炉号分别为1115324V~1115327V、1126792V。10月31日早上1：30铸坯开始进坑缓冷，11月3日早上6：00左右铸坯吊出缓冷坑，缓冷时间约75h（工艺要求≥72h）。铸坯检验、取样、喷标完成后，3日下午转运至物流中心720分厂旁边的露天料场。11月6日720分厂对铸坯进行定尺锯切下料时，锯切端面附近出现较多横向裂纹现象（图1），另有一支铸坯出现纵向开裂情况，裂纹弯曲，呈明显应力开裂的特点，目前下料已有5支。这批21CrMo10管模管用钢经应力退火，因钢种有回火脆性敏感性。退火后纵裂报废。余下铸坯调整锯切工艺，降切割速度，控制锯片磨损量，问 题 快递公司问题件快递公司问题件货款处理关于圆的周长面积重点题型关于解方程组的题及答案关于南海问题 解决。2013-7-12121CrMo10锯切横裂纵裂（2）2013-7-12**铸坯切割面上冷裂纹谢谢