A105连铸坯表面横裂纹形成原因分析

第36卷第1期 北京科技大学学报 Vol.36 No.1 2014年1月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jan.2014 A105连铸坯表面横裂纹形成原因分析 陶素芬12)，王福明2，李梦龙2，金桂香12，曹敏12，柴国强》 1)北京科技大学钢铁治金新技术国家重点实验室，北京1000832)北京科技大学治金与生态工程学院，北京100083 3)北京有色金属研究总院，北京100088 ☒通信作者，E-mail:wangfuming@(metall..usth.edu.cm 摘要应用配有能谱仪的场发射扫描电镜分析了A105钢中裂纹处及基体内残余元素Cu、As和S以及P含量.应用 Thermo--Calc热力学计算软件计算了Al05钢的主要析出相以及钢液中P含量随固相质量分数变化关系.应用Gleeble1500热 模拟试验机对A1O5钢的高温热塑性进行了研究.发现P偏析是该钢产生横裂的主要原因，残余元素Cu、As和S在晶界的偏 聚加剧了裂纹的形成，矫直温度偏低加速了裂纹的扩展，而裂纹的形成可能与AN的析出无关，因为析出的AN很少. 关键词连铸：铸坯：表面裂纹：磷：偏析 分类号TF777.2 Surface transverse crack formation study of A105 continuous casting billets TAO Sufen',WANG Fu-ming,LI Meng-Hong,JIN Gui-xiang,CAO Min),CHAI Guo-qiang 1)State Key Laboratory of Advanced Metallurgy,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 3)General Research Institute of Nonferrous Metals in Beijing,Beijing 100088,China Corresponding author,E-mail:wangfuming@metall.ustb.edu.cn ABSTRACT The contents of tramp elements Cu,As and Sn as well as P in A105 continuous casting billets were analyzed by field emission scanning electron microscopy (FESEM)equipped with energy dispersive spectrometry (EDS).Main precipitates in the steel and the variation of P content in molten steel with solid fraction were calculated by Thermo-Calc thermodynamic software.The hot ductility of the steel was measured by using a Gleeble 1500 thermal simulator.It is found that P segregation is the main reason for transverse cracking of the steel.The segregation of tramp elements Cu,As and Sn at grain boundaries promotes the formation of cracks. Straightening in a lower temperature zone accelerates crack propagation.AlN precipitation may have nothing to do with the formation of cracks due to little AlN. KEY WORDS continuous casting:billets:surface cracks:phosphorus:segregation 连铸坯表面缺陷可分为纵裂纹、横裂纹、网状裂 铸坯在连铸机运行过程中，各种力作用于高温坯壳 纹、皮下针孔和宏观夹杂，但主要缺陷是表面裂纹. 上产生的变形超过了钢的允许强度和应变是产生裂 表面裂纹形成的一个主要原因是在结晶器弯月面区 纹的外因，钢对裂纹敏感性是产生裂纹的内因，而连 域钢水一结晶器壁一保护渣一坯壳之间不均衡凝固， 铸机设备和工艺因素是产生裂纹的条件. 它取决于钢水在结晶器中的凝固过程.在二冷区， 从国内外众多学者的研究成果来看，铸坯表面 铸坯表面裂纹会继续扩展.它会导致轧材表面的微 横裂纹的形成原因除设备因素外，主要有以下几个 细裂纹，影响产品质量山 方面. 连铸坯裂纹的形成是一个非常复杂的过程，是 (1)表面横裂纹的形成与P、S等元素以及残余 传热、传质和应力相互作用的结果.带液芯的高温 元素Cu、As和Sb在晶界的偏聚有关.Harada、Ma 收稿日期：20130102 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51374018：51174020)：中央高校基本科研业务费专项资金资助项目(FRF-SD-12010A) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.01.005:http://journals.ustb.edu.cn

第 36 卷 第 1 期 2014 年 1 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 1 Jan． 2014 A105 连铸坯表面横裂纹形成原因分析 陶素芬1，2) ，王福明1，2) ，李梦龙1，2) ，金桂香1，2) ，曹 敏1，2) ，柴国强3) 1) 北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点实验室，北京 100083 2) 北京科技大学冶金与生态工程学院，北京 100083 3) 北京有色金属研究总院，北京 100088  通信作者，E-mail: wangfuming@ metall． ustb． edu． cn 摘 要 应用配有能谱仪的场发射扫描电镜分析了 A105 钢中裂纹处及基体内残余元素 Cu、As 和 Sn 以及 P 含量． 应用 Thermo-Calc 热力学计算软件计算了 A105 钢的主要析出相以及钢液中 P 含量随固相质量分数变化关系． 应用 Gleeble 1500 热 模拟试验机对 A105 钢的高温热塑性进行了研究． 发现 P 偏析是该钢产生横裂的主要原因，残余元素 Cu、As 和 Sn 在晶界的偏 聚加剧了裂纹的形成，矫直温度偏低加速了裂纹的扩展，而裂纹的形成可能与 AlN 的析出无关，因为析出的 AlN 很少． 关键词 连铸; 铸坯; 表面裂纹; 磷; 偏析 分类号 TF777. 2 Surface transverse crack formation study of A105 continuous casting billets TAO Su-fen1，2) ，WANG Fu-ming1，2)  ，LI Meng-long1，2) ，JIN Gui-xiang1，2) ，CAO Min1，2) ，CHAI Guo-qiang3) 1) State Key Laboratory of Advanced Metallurgy，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) School of Metallurgical and Ecological Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 3) General Ｒesearch Institute of Nonferrous Metals in Beijing，Beijing 100088，China  Corresponding author，E-mail: wangfuming@ metall． ustb． edu． cn ABSTＲACT The contents of tramp elements Cu，As and Sn as well as P in A105 continuous casting billets were analyzed by field emission scanning electron microscopy ( FESEM) equipped with energy dispersive spectrometry ( EDS) ． Main precipitates in the steel and the variation of P content in molten steel with solid fraction were calculated by Thermo-Calc thermodynamic software． The hot ductility of the steel was measured by using a Gleeble 1500 thermal simulator． It is found that P segregation is the main reason for transverse cracking of the steel． The segregation of tramp elements Cu，As and Sn at grain boundaries promotes the formation of cracks． Straightening in a lower temperature zone accelerates crack propagation． AlN precipitation may have nothing to do with the formation of cracks due to little AlN． KEY WOＲDS continuous casting; billets; surface cracks; phosphorus; segregation 收稿日期: 2013--01--02 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51374018; 51174020) ; 中央高校基本科研业务费专项资金资助项目( FＲF--SD--12--010A) DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 01． 005; http: / /journals． ustb． edu． cn 连铸坯表面缺陷可分为纵裂纹、横裂纹、网状裂 纹、皮下针孔和宏观夹杂，但主要缺陷是表面裂纹． 表面裂纹形成的一个主要原因是在结晶器弯月面区 域钢水--结晶器壁--保护渣--坯壳之间不均衡凝固， 它取决于钢水在结晶器中的凝固过程． 在二冷区， 铸坯表面裂纹会继续扩展． 它会导致轧材表面的微 细裂纹，影响产品质量［1］． 连铸坯裂纹的形成是一个非常复杂的过程，是 传热、传质和应力相互作用的结果． 带液芯的高温 铸坯在连铸机运行过程中，各种力作用于高温坯壳 上产生的变形超过了钢的允许强度和应变是产生裂 纹的外因，钢对裂纹敏感性是产生裂纹的内因，而连 铸机设备和工艺因素是产生裂纹的条件． 从国内外众多学者的研究成果来看，铸坯表面 横裂纹的形成原因除设备因素外，主要有以下几个 方面． ( 1) 表面横裂纹的形成与 P、S 等元素以及残余 元素 Cu、As 和 Sb 在晶界的偏聚有关． Harada、Ma

·30 北京科技大学学报 第36卷 和Hwang等研究横向表面裂纹发现，偏析是横 在这一温度区间内，则很可能产生横裂.因此，恶化 向表面裂纹的起源.Dobrovska等和Wolf分析 钢的高温力学性能的因素也可能是横裂纹形成的原 了铸坯的横裂纹形成原因，认为裂纹是由于成分偏 因.文献13-16]认为含Al、Nb和V钢铸坯表面易 析而产生微孔，微孔在应力作用下收缩产生的.P、S 产生细小的横裂纹，在弯曲或矫直中传播长大成较 等元素在晶界偏析会使晶界处熔点降低，使其成为 大的横裂纹.S、Al、V、N等元素对低温热塑性区的 裂纹的起源地.残余元素Cu、As和Sb等在y晶界 脆性影响很大，A、V、N等元素扩大了第Ⅲ类脆性 的偏聚增加了晶界脆性；随温度降低，铁素体α沿Y 区的范围，S以硫化物的形式在晶界析出，N能促进 晶界析出，拉伸变形时由于铁素体相的强度只是奥 薄膜状初生铁素体的形成，也容易产生晶界析出物. 氏体相的14-0，应力下变形主要集中在沿奥氏 N含量高的钢中不仅有强碳氮化物形成元素Nb、V 体分布的铁素体相中，当应力超过晶界铁素体相所 和Ti的碳氮化物析出，还会有AN的析出，这些析 能承受的强度时，在铁素体中便产生空洞.尤其当 出相在晶界析出，破坏了基体的连续性，增加了钢的 晶界处存在碳氮化物的析出物时，这些微细析出物 脆性，扩大了第Ⅲ类脆性区的范围. 作为应力集中源点，与晶界脱开形成微孔，在晶界滑 连铸过程中出现的表面裂纹在后续轧制过程中 移作用下，微孔连接形成裂纹四 会进一步延伸和扩展，极大地降低了钢材的成材率， (2)表面横裂纹的形成与振痕有关.表面横裂 恶化了板材的表面质量和深加工性能，严重影响了 纹经常发生在振痕波谷处，振痕深时，波谷处容易产 企业的经济效益.为提高铸坯表面质量，提高企业 生横裂纹并沿奥氏体晶界扩展，最终形成大量横裂 经济效益，必须解决连铸生产过程中铸坯表面横裂 纹.这是由于振痕处常伴有元素偏析，元素的偏析 问题 使得振痕处熔点降低、凝固坯壳较薄弱，铸坯矫直 1 时，铸坯内弧侧受到拉伸应力，振痕波谷处存在应力 实验材料 集中，因此振痕的谷底槽口在弯曲或矫直点易产生 实验采用某钢厂生产的A105钢，其化学成分 裂纹. 见表1.实验用试样取自断面尺寸为235mm× (3)表面横裂纹的形成与钢的高温力学性能有 235mm的A105钢连铸方坯内弧侧边缘处，样品尺 关.Suzuki等网的研究表明，钢的断面收缩率 寸为25mm×25mm×120mm,取样位置如图1 <60%时，裂纹的敏感系数显著增加，若矫直温度落 所示 表1A105钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of Al05 steel % C Mn P Cu Sn Al Cr 0 Fe 0.197 0.25 0.91 0.015 0.006 0.04 0.012 0.0030.0148 0.12 0.00930.0013Bal 2.1裂纹分布及裂纹附近的组织 亚阿 恤1 内解 6蓝二 对图1中的1面与2面进行观察拍照，找出相 对较明显的裂纹，并采用线切割取样.1面与2面的 面2 照片以及实验用试样的位置如图2所示.由图2可 以发现，裂纹主要沿振痕分布，且振痕深的地方裂纹 也越多.这说明裂纹的形成与振痕有关 图1取样位置示意图 Fig.I Schematic diagram of the sampling position 采用线切割按图2所示位置取样，并将试样按 所对应的位置编号.将试样1与处试样3研磨抛 2实验方法与结果 光，在体式镜下拍摄裂纹的形貌，再采用3%硝酸乙 醇溶液侵蚀，观察裂纹附近的组织.随后在场发射 关于上述铸坯表面横裂纹产生的原因，本文主 扫描电镜下对试样进行分析. 要从裂纹分布、裂纹附近的组织、P偏析、裂纹附近 试样1及试样3的裂纹及裂纹附近的组织如图 残余元素分布，AN析出热力学计算以及A1O5钢的 3~图5所示.图3(a)为体式显微镜拍摄的试样1 热塑性等方面进行了研究.分析该钢产生横裂的原 的整体形貌，图3(b)为光学显微镜下裂纹附近的显 因，并提出相应的措施 微组织形貌；图4(a)和(b)分别为试样3横截面、纵

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 和 Hwang 等［2--5］研究横向表面裂纹发现，偏析是横 向表面裂纹的起源． Dobrovska 等［6］和 Wolf ［7］分析 了铸坯的横裂纹形成原因，认为裂纹是由于成分偏 析而产生微孔，微孔在应力作用下收缩产生的． P、S 等元素在晶界偏析会使晶界处熔点降低，使其成为 裂纹的起源地． 残余元素 Cu、As 和 Sb 等在 γ 晶界 的偏聚增加了晶界脆性; 随温度降低，铁素体 α 沿 γ 晶界析出，拉伸变形时由于铁素体相的强度只是奥 氏体相的 1 /4 ［8--10］，应力下变形主要集中在沿奥氏 体分布的铁素体相中，当应力超过晶界铁素体相所 能承受的强度时，在铁素体中便产生空洞． 尤其当 晶界处存在碳氮化物的析出物时，这些微细析出物 作为应力集中源点，与晶界脱开形成微孔，在晶界滑 移作用下，微孔连接形成裂纹［11］． ( 2) 表面横裂纹的形成与振痕有关． 表面横裂 纹经常发生在振痕波谷处，振痕深时，波谷处容易产 生横裂纹并沿奥氏体晶界扩展，最终形成大量横裂 纹． 这是由于振痕处常伴有元素偏析，元素的偏析 使得振痕处熔点降低、凝固坯壳较薄弱，铸坯矫直 时，铸坯内弧侧受到拉伸应力，振痕波谷处存在应力 集中，因此振痕的谷底槽口在弯曲或矫直点易产生 裂纹． ( 3) 表面横裂纹的形成与钢的高温力学性能有 关． Suzuki 等［12］ 的 研 究 表 明，钢 的 断 面 收 缩 率 ＜ 60% 时，裂纹的敏感系数显著增加，若矫直温度落 在这一温度区间内，则很可能产生横裂． 因此，恶化 钢的高温力学性能的因素也可能是横裂纹形成的原 因． 文献［13--16］认为含 Al、Nb 和 V 钢铸坯表面易 产生细小的横裂纹，在弯曲或矫直中传播长大成较 大的横裂纹． S、Al、V、N 等元素对低温热塑性区的 脆性影响很大，Al、V、N 等元素扩大了第Ⅲ类脆性 区的范围，S 以硫化物的形式在晶界析出，N 能促进 薄膜状初生铁素体的形成，也容易产生晶界析出物． N 含量高的钢中不仅有强碳氮化物形成元素 Nb、V 和 Ti 的碳氮化物析出，还会有 AlN 的析出，这些析 出相在晶界析出，破坏了基体的连续性，增加了钢的 脆性，扩大了第Ⅲ类脆性区的范围． 连铸过程中出现的表面裂纹在后续轧制过程中 会进一步延伸和扩展，极大地降低了钢材的成材率， 恶化了板材的表面质量和深加工性能，严重影响了 企业的经济效益． 为提高铸坯表面质量，提高企业 经济效益，必须解决连铸生产过程中铸坯表面横裂 问题． 1 实验材料 实验采用某钢厂生产的 A105 钢，其化学成分 见表 1． 实验用试样取自断面尺寸为 235 mm × 235 mm的 A105 钢连铸方坯内弧侧边缘处，样品尺 寸为 25 mm × 25 mm × 120 mm，取 样 位 置 如 图 1 所示． 表 1 A105 钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of A105 steel % C Si Mn P S Cu As Sn Al Cr N O Fe 0. 197 0. 25 0. 91 0. 015 0. 006 0. 04 0. 012 0. 003 0. 0148 0. 12 0. 0093 0. 0013 Bal． 图 1 取样位置示意图 Fig． 1 Schematic diagram of the sampling position 2 实验方法与结果 关于上述铸坯表面横裂纹产生的原因，本文主 要从裂纹分布、裂纹附近的组织、P 偏析、裂纹附近 残余元素分布，AlN 析出热力学计算以及 A105 钢的 热塑性等方面进行了研究． 分析该钢产生横裂的原 因，并提出相应的措施． 2. 1 裂纹分布及裂纹附近的组织 对图 1 中的 1 面与 2 面进行观察拍照，找出相 对较明显的裂纹，并采用线切割取样． 1 面与 2 面的 照片以及实验用试样的位置如图 2 所示． 由图 2 可 以发现，裂纹主要沿振痕分布，且振痕深的地方裂纹 也越多． 这说明裂纹的形成与振痕有关． 采用线切割按图 2 所示位置取样，并将试样按 所对应的位置编号． 将试样 1 与处试样 3 研磨抛 光，在体式镜下拍摄裂纹的形貌，再采用 3% 硝酸乙 醇溶液侵蚀，观察裂纹附近的组织． 随后在场发射 扫描电镜下对试样进行分析． 试样 1 及试样 3 的裂纹及裂纹附近的组织如图 3 ～ 图 5 所示． 图 3( a) 为体式显微镜拍摄的试样 1 的整体形貌，图 3( b) 为光学显微镜下裂纹附近的显 微组织形貌; 图 4( a) 和( b) 分别为试样 3 横截面、纵 ·30·

第1期 陶素芬等：A105连铸坯表面横裂纹形成原因分析 ·31· a 图21面(a)与2面(b)照片及实验用试样的位置 Fig.2 Photos of Face 1 (a)and Face 2 (b)together with sampling positions 裂纹 000m 30m 图3试样1的裂纹以及裂纹附近的组织.(a)裂纹整体形貌：(b)裂纹附近的组织 Fig.3 Cracks and microstructure near cracks of Sample 1:(a)whole morphology of cracks:(b)microstructure near cracks 1000m 1000m 图4试样3的裂纹.(a)横截面：(b)纵截面 Fig.4 Cracks of Sample 3:(a)transverse section:(b)longitudinal section 截面裂纹的整体形貌：图5(a)和(b)分别为试样3 出现了脱碳现象，说明裂纹在高温区形成 上横截面、纵截面裂纹附近的组织.由图2和图5 2.2P偏析实验研究 可以看出，裂纹主要是沿着晶界分布的，且裂纹附近 由图2可以知道，裂纹的形成与振痕有关，并且

第 1 期 陶素芬等: A105 连铸坯表面横裂纹形成原因分析 图 2 1 面( a) 与 2 面( b) 照片及实验用试样的位置 Fig． 2 Photos of Face 1 ( a) and Face 2 ( b) together with sampling positions 图 3 试样 1 的裂纹以及裂纹附近的组织． ( a) 裂纹整体形貌; ( b) 裂纹附近的组织 Fig． 3 Cracks and microstructure near cracks of Sample 1: ( a) whole morphology of cracks; ( b) microstructure near cracks 图 4 试样 3 的裂纹． ( a) 横截面; ( b) 纵截面 Fig． 4 Cracks of Sample 3: ( a) transverse section; ( b) longitudinal section 截面裂纹的整体形貌; 图 5( a) 和( b) 分别为试样 3 上横截面、纵截面裂纹附近的组织． 由图 2 和图 5 可以看出，裂纹主要是沿着晶界分布的，且裂纹附近 出现了脱碳现象，说明裂纹在高温区形成． 2. 2 P 偏析实验研究 由图 2 可以知道，裂纹的形成与振痕有关，并且 ·31·

·32· 北京科技大学学报 第36卷 4150 am 图5试样3的裂纹附近组织.(a)横截面：(b)纵截面 Fig.5 Microstructure near cracks of Sample 3:(a)transverse section:(b)longitudinal section 振痕深处的裂纹也较多：而Harada等回对连铸表面 以及边缘裂纹处的侵蚀结果，图7(d)为(c)中裂纹 横裂纹的研究发现，振痕附近存在着明显的P偏 的放大图.在图7(b)振痕较深处，也发现有裂纹的 析，且裂纹周围的P含量达到了钢包中钢液P含量 存在，说明裂纹的形成与振痕有关.图7和图8中 的17倍.因此，采用场发射扫描电镜对试样1进行 出现的白色线条均为P偏析区域，可以发现裂纹均 了分析，结果如图6所示 沿着P偏析区域出现.没有裂纹的区域（图7(a)) 也没有发现P偏析线.因此，可以确定A105钢裂纹 的形成与P偏析有关 2.3残余元素Cu、As及Sn的实验研究 为了研究裂纹的形成是否与残余元素的偏聚有 关，采用场发射电镜对试样1裂纹内及裂纹周边残 余元素的含量进行了能谱分析，结果如图9示 由图9可以发现，裂纹内部的点1与点2的残 余元素Cu、As及Sn的含量均高于基体上的点3. 所以，残余元素在裂纹内部存在着一定程度的富集 1m经 2.4AIN实验研究 位置 0 Si P Mn Fe 为了研究裂纹的形成是否与纳米颗粒AN的 1 4.74 0.95 1.42 92.89 析出有关，本研究采用Thermo-Cale热力学计算软件 2 3.89 0.70 95.41 对表1成分的A105钢在400~1600℃的主要析出 3 11.69 0.92 2.60 3.49 81.30 相进行了计算，计算结果如图10所示.由图10可 4 10.82 2.07 1.33 2.29 83.49 以看出，平衡条件下，表1成分的A105钢是有AlN 0.75 99.25 析出的，析出温度为1050℃，最大析出摩尔分数为 注：“”表示该元素含量较低，未达到设备检出值，下同 0.00052 图6场发射能谱分析试样1的裂纹内及裂纹附近化学成分（质量 为了确定裂纹的形成是否与纳米颗粒AN有 分数) 关，将试样3标记处（即试样5）的裂纹掰开之后，观 Fig.6 Chemical composition in and near cracks of Sample I analyzed by 察裂纹内部的形貌，发现裂纹面呈现解理形貌，裂纹 field emission scanning electron microscopy (FESEM)equipped with en- 两侧形貌分别见图11(a)和(b).为了直观地观察 ergy dispersive spectrometry (EDS) 裂纹上是否有AN颗粒存在，采用场发射扫描电镜 由图6可以看出裂纹处（图中的点3）P含量偏 对掰开的试样3的两侧进行研究，结果两侧均未发 高，远离裂纹的点1、2和5处P含量较低，说明裂纹 现AlN质点的存在.因此，即使Thermo-Calc的计算 处P偏析较严重.为了观察试样的P偏析情况，采 结果表明表1成分的A105钢，在平衡条件下可以 用Oberhoffer试剂对该试样进行侵蚀，如图7所示. 析出AN,但实际过程中AIN并没有析出或析出量 此外还对试样2与试样4进行了侵蚀，结果如图8 很少，因此AN的析出造成该钢横裂的可能性 所示.图7(a)~(c)分别为无裂纹处、振痕较深处 较小

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 5 试样 3 的裂纹附近组织． ( a) 横截面; ( b) 纵截面 Fig． 5 Microstructure near cracks of Sample 3: ( a) transverse section; ( b) longitudinal section 振痕深处的裂纹也较多; 而 Harada 等［2］对连铸表面 横裂纹的研究发现，振痕附近存在着明显的 P 偏 析，且裂纹周围的 P 含量达到了钢包中钢液 P 含量 的 17 倍． 因此，采用场发射扫描电镜对试样 1 进行 了分析，结果如图 6 所示． 位置 O Si P Mn Fe 1 4. 74 0. 95 — 1. 42 92. 89 2 3. 89 0. 70 — — 95. 41 3 11. 69 0. 92 2. 60 3. 49 81. 30 4 10. 82 2. 07 1. 33 2. 29 83. 49 5 — 0. 75 — — 99. 25 注: “—”表示该元素含量较低，未达到设备检出值，下同． 图 6 场发射能谱分析试样 1 的裂纹内及裂纹附近化学成分( 质量 分数) Fig． 6 Chemical composition in and near cracks of Sample 1 analyzed by field emission scanning electron microscopy ( FESEM) equipped with en￾ergy dispersive spectrometry ( EDS) 由图 6 可以看出裂纹处( 图中的点 3) P 含量偏 高，远离裂纹的点 1、2 和 5 处 P 含量较低，说明裂纹 处 P 偏析较严重． 为了观察试样的 P 偏析情况，采 用 Oberhoffer 试剂对该试样进行侵蚀，如图 7 所示． 此外还对试样 2 与试样 4 进行了侵蚀，结果如图 8 所示． 图 7( a) ～ ( c) 分别为无裂纹处、振痕较深处 以及边缘裂纹处的侵蚀结果，图 7( d) 为( c) 中裂纹 的放大图． 在图 7( b) 振痕较深处，也发现有裂纹的 存在，说明裂纹的形成与振痕有关． 图 7 和图 8 中 出现的白色线条均为 P 偏析区域，可以发现裂纹均 沿着 P 偏析区域出现． 没有裂纹的区域( 图 7( a) ) 也没有发现 P 偏析线． 因此，可以确定 A105 钢裂纹 的形成与 P 偏析有关． 2. 3 残余元素 Cu、As 及 Sn 的实验研究 为了研究裂纹的形成是否与残余元素的偏聚有 关，采用场发射电镜对试样 1 裂纹内及裂纹周边残 余元素的含量进行了能谱分析，结果如图 9 示． 由图 9 可以发现，裂纹内部的点 1 与点 2 的残 余元素 Cu、As 及 Sn 的含量均高于基体上的点 3． 所以，残余元素在裂纹内部存在着一定程度的富集． 2. 4 AlN 实验研究 为了研究裂纹的形成是否与纳米颗粒 AlN 的 析出有关，本研究采用 Thermo-Calc 热力学计算软件 对表 1 成分的 A105 钢在 400 ～ 1600 ℃ 的主要析出 相进行了计算，计算结果如图 10 所示． 由图 10 可 以看出，平衡条件下，表 1 成分的 A105 钢是有 AlN 析出的，析出温度为 1050 ℃，最大析出摩尔分数为 0. 00052． 为了确定裂纹的形成是否与纳米颗粒 AlN 有 关，将试样 3 标记处( 即试样 5) 的裂纹掰开之后，观 察裂纹内部的形貌，发现裂纹面呈现解理形貌，裂纹 两侧形貌分别见图 11( a) 和( b) ． 为了直观地观察 裂纹上是否有 AlN 颗粒存在，采用场发射扫描电镜 对掰开的试样 3 的两侧进行研究，结果两侧均未发 现 AlN 质点的存在． 因此，即使 Thermo-Calc 的计算 结果表明表 1 成分的 A105 钢，在平衡条件下可以 析出 AlN，但实际过程中 AlN 并没有析出或析出量 很少，因 此 AlN 的析出造成该钢横裂的可能性 较小． ·32·

第1期 陶素芬等：A105连铸还表面横裂纹形成原因分析 ·33· 300m 200m 图7试样1的裂纹与偏析(Oberhoffer试剂侵蚀).(a)无裂纹处：(b)振痕较深处：(c)边缘裂纹处：(d)图(c)的局部放大 Fig.7 Cracks and segregation of Sample I (etching by Oberhoffer's reagent):(a)without cracks:(b)with deep oscillation mark:(c)cracks at the edge of Sample 1:(d)partial enlarged view of Fig.(c) s300m 图8试样2(a)和试样4(b)的裂纹与偏析(Oberhoffer试剂侵蚀) Fig.8 Cracks and segregation of Sample 2 (a)and Sample 4(b)(etching by Oberhoffer's reagent) 2.5热塑性试验研究 温到1350℃保温5min,以均匀成分和温度，促进析 钢的断面收缩率<60%时，裂纹敏感系数增加， 出物的溶解，然后以200℃·min-1的冷却速度降至 在该温度范围内矫直，也是横裂纹产生的原因之一 试样试验温度，每个试验温度保温1min,再以1× 因此，应用Gleeble1500热模拟机对A105钢的热塑 10-3s‘的应变速率进行拉伸.试样拉断后，立即对 性进行了研究. 拉断部位大量喷水冷却，以保持试样的断口形貌. 采用半凝固试件的加热历程，即将试样加热至 试验工艺见图12. 1350℃后，再降至试验温度.试验温度是指试件的 试验温度范围为600~1300℃，其中在700~ 表面温度，试验前将一对PtP10%贴的热电偶单 925℃的试验温度间隔是25℃，其余以50℃为间 根点焊在试件表面进行温度测量.测试时试样室通 隔.试样拉断后对试样的断面尺寸进行测量，根据 入流量为1L·min的氩气流，以10℃·s-1的速率升 测量结果计算各温度下的断面收缩率，并使用

第 1 期 陶素芬等: A105 连铸坯表面横裂纹形成原因分析 图 7 试样 1 的裂纹与偏析( Oberhoffer 试剂侵蚀) ． ( a) 无裂纹处; ( b) 振痕较深处; ( c) 边缘裂纹处; ( d) 图( c) 的局部放大 Fig． 7 Cracks and segregation of Sample 1 ( etching by Oberhoffer’s reagent) : ( a) without cracks; ( b) with deep oscillation mark; ( c) cracks at the edge of Sample 1; ( d) partial enlarged view of Fig． ( c) 图 8 试样 2( a) 和试样 4( b) 的裂纹与偏析( Oberhoffer 试剂侵蚀) Fig． 8 Cracks and segregation of Sample 2 ( a) and Sample 4 ( b) ( etching by Oberhoffer’s reagent) 2. 5 热塑性试验研究 钢的断面收缩率 ＜ 60% 时，裂纹敏感系数增加， 在该温度范围内矫直，也是横裂纹产生的原因之一． 因此，应用 Gleeble 1500 热模拟机对 A105 钢的热塑 性进行了研究． 采用半凝固试件的加热历程，即将试样加热至 1350 ℃后，再降至试验温度． 试验温度是指试件的 表面温度，试验前将一对 Pt-Pt10% Ｒh 的热电偶单 根点焊在试件表面进行温度测量． 测试时试样室通 入流量为 1 L·min!1 的氩气流，以 10 ℃·s － 1 的速率升 温到 1350 ℃保温 5 min，以均匀成分和温度，促进析 出物的溶解，然后以 200 ℃·min － 1 的冷却速度降至 试样试验温度，每个试验温度保温 1 min，再以 1 × 10 － 3 s － 1 的应变速率进行拉伸． 试样拉断后，立即对 拉断部位大量喷水冷却，以保持试样的断口形貌． 试验工艺见图 12． 试验温度范围为 600 ～ 1300 ℃，其中在 700 ～ 925 ℃的试验温度间隔是 25 ℃，其余以 50 ℃ 为间 隔． 试样拉断后对试样的断面尺寸进行测量，根据 测量结果计算各温度下的断面收缩率，并 使 用 ·33·

·34· 北京科技大学学报 第36卷 10 6-Fe 102 渗碳体 AIN 10 MC MnS A1,0 10 Mno TiN 10s0 50m 400600 8001000120014001600 会 温度℃ 位置C N Al P Fe Cu As 喝 图10A105钢的主要析出相 10.68- -0.1598.670.040.040.41 Fig.10 Main precipitates in the A105 steel 25.28 一 0.050.3292.331.440.58 一 Origin8.0绘图软件绘制如图13所示的热塑性 30.350.15 -0.1799.33- 曲线. 由图13可以看出，若以断面收缩率<60%作为 图9试样1裂纹内部及周围残余元素含量（质量分数） 脆性判据，那么A105钢的第Ⅲ类脆性温度区间为 Fig.9 Contents of tramp elements in and nearby cracks of Sample 1 600-900℃. 0四 图11试样5裂纹两断裂面的显微照片 Fig.11 Micrographs of the two fracture surfaces of Sample 5 100 1350℃ 80 5 min 20℃·min =1×101、 测试温度小 60 10℃s3 水冷 20 温 时向/min 960607008009001000110012001300140 图12热模拟工艺 温度： Fig.12 Schematic diagram of thermal simulation 图13A105钢高温热塑性曲线 Fig.13 High temperature thermoplasticity curve of the Al05 steel 3分析讨论 Calc热力学计算软件TCFE6数据库Scheil模块，对 3.1P偏析形成的原因以及裂纹的形成与发展 A105钢的钢液中P元素质量分数随固相质量分数 3.1.1P偏析的原因 的变化规律进行了模拟，结果如图14所示. 为了分析P偏析与振痕的关系，采用Thermo-- 将计算数据应用Origin8.0软件，将Scheil-Gul--

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 % 位置 C N Al P Fe Cu As Sn 1 0. 68 — — 0. 15 98. 67 0. 04 0. 04 0. 41 2 5. 28 — 0. 05 0. 32 92. 33 1. 44 0. 58 — 3 0. 35 0. 15 — 0. 17 99. 33 — — — 图 9 试样 1 裂纹内部及周围残余元素含量( 质量分数) Fig． 9 Contents of tramp elements in and nearby cracks of Sample 1 图 10 A105 钢的主要析出相 Fig． 10 Main precipitates in the A105 steel Origin 8. 0绘图软件绘制如图 13 所 示 的 热 塑 性 曲线． 由图 13 可以看出，若以断面收缩率 ＜ 60% 作为 脆性判据，那么 A105 钢的第Ⅲ类脆性温度区间为 600 ～ 900 ℃ ． 图 11 试样 5 裂纹两断裂面的显微照片 Fig． 11 Micrographs of the two fracture surfaces of Sample 5 图 12 热模拟工艺 Fig． 12 Schematic diagram of thermal simulation 3 分析讨论 3. 1 P 偏析形成的原因以及裂纹的形成与发展 3. 1. 1 P 偏析的原因 为了分析 P 偏析与振痕的关系，采用 Thermo- 图 13 A105 钢高温热塑性曲线 Fig． 13 High temperature thermoplasticity curve of the A105 steel Calc 热力学计算软件 TCFE6 数据库 Scheil 模块，对 A105 钢的钢液中 P 元素质量分数随固相质量分数 的变化规律进行了模拟，结果如图 14 所示． 将计算数据应用 Origin 8. 0 软件，将 Scheil-Gul- ·34·

第1期 陶素芬等：A105连铸坯表面横裂纹形成原因分析 ·35· 式中，C.L为元素i在液相中的含量，C是元素i的 1 初始含量，∫是固相质量分数，k是元素的平衡分配 系数，C和CL分别是凝固界面处合金元素i在固 相和液相中的含量.拟合得到平衡分配系数k= 0.212751<1,P元素富集于残余液相 Harada等回指出，P偏析的原因可能有两种： 其一是，由于振痕的形成，部分凝固坯壳变形，枝 晶间的溶质富集液会溢出到表面，因此凝固前沿 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 固相质量分数 出现明显的P的正偏析.由于溶质富集液的溢出， 图14P含量随固相质量分数的变化 其余的钢液变得更加“干净”，凝固迅速发生.这 Fig.14 Variation of P content with solid fraction 也是弯月面处产生偏析的主要原因，如图15所 示.其二是由于大量液体流向凝固坯壳前沿，凝固 liver方程叨两边取对数，然后进行线性拟合，得到 坯壳被钢液加热.枝晶间的富集溶液在钢水平衡 P元素的平衡分配系数k.Scheil--Gulliver方程如下： 压力的作用下溢出到表面，因此表面出现P的正 C.L=C9(1-f)-1,k= 偏析. (n) 保护液流 结品器 保护渣流入 结品器 钢液溢出 弯曲 正偏析 枝品 溶质富集液 负偏析 图15弯月面偏析形成示意图.(a)负滑脱阶段：(b)正滑脱阶段 Fig.15 Formation mechanism of segregation at the meniscus:(a)during the negative strip period;(b)during the positive strip period 3.1.2裂纹的形成与发展 ⊙二偏析 由于偏析而造成的裂纹，其形成与发展如图 16回所示.由于元素的偏析使得振痕下的凝固推 裂纹的形成 品器 振痕下凝固推迟 ● 凝固坯壳较薄处出现内裂纹 迟，凝固坯壳较薄处出现内裂纹，振痕下沿偏析区也 振痕下沿偏析区出现裂纹 出现裂纹.此外，残余元素的偏聚也加剧了裂纹的 由于二冷的不均匀性以及鼓肚 形成.由于二冷的不均匀性以及鼓肚的出现，裂纹 的出现，裂纹扩展 扩展，而低塑性区矫直时，由于矫直应力的作用，裂 裂纹的扩展 低塑性区矫直，由于矫直应力的作用， 纹进一步长大. 裂纹进一步长大 3.1.3解决方案 P的偏析与振痕有关，振痕越深，P偏析越严 重.振痕的形成与振动模式有关.负滑脱时间越 图16裂纹的形成与发展 长、振幅越大，振痕也越深.因此调节结晶器振动参 Fig.16 Formation and propagation of cracks 数，在钢厂可以接受的范围内优化连铸参数以有效 过程中发生高温氧化时，铁优先被氧化，加剧了C、 降低振痕的深度，从而减少P偏析. As和Sn在晶界的偏聚，弱化了晶界.此外，有研究 3.2残余元素Cu、As及Sn的研究 报道这些元素在晶界的偏聚促进薄膜状α在y 凝固过程中，残余元素会在枝晶间富集，并在晶。 晶界上形成，因此在矫直过程中，应力集中在薄膜状 界偏聚.残余元素Cu、As和Sn的氧势比铁低，连铸 上，当应力超过晶界铁素体相所能承受的强度时

第 1 期 陶素芬等: A105 连铸坯表面横裂纹形成原因分析 图 14 P 含量随固相质量分数的变化 Fig． 14 Variation of P content with solid fraction liver 方程［17］两边取对数，然后进行线性拟合，得到 P 元素的平衡分配系数 k． Scheil-Gulliver 方程如下: Ci，L = C0 i ( 1 － fs) k － 1 ，k = C* i，S C* i，L ． 式中，Ci，L为元素 i 在液相中的含量，C0 i 是元素 i 的 初始含量，fs 是固相质量分数，k 是元素的平衡分配 系数，C* i，S和 C* i，L分别是凝固界面处合金元素 i 在固 相和液相中的含量． 拟合得到平衡分配系数 k = 0. 212751 ＜ 1，P 元素富集于残余液相［18］． Harada 等［2］指出，P 偏析的原因可能有两种: 其一是，由于振痕的形成，部分凝固坯壳变形，枝 晶间的溶质富集液会溢出到表面，因此凝固前沿 出现明显的 P 的正偏析． 由于溶质富集液的溢出， 其余的钢液变得更加“干净”，凝固迅速发生． 这 也是弯月面处产生偏析的主要原因，如图 15 ［2］所 示． 其二是由于大量液体流向凝固坯壳前沿，凝固 坯壳被钢液加热． 枝晶间的富集溶液在钢水平衡 压力的作用下溢出到表面，因此表面出现 P 的正 偏析． 图 15 弯月面偏析形成示意图． ( a) 负滑脱阶段; ( b) 正滑脱阶段 Fig． 15 Formation mechanism of segregation at the meniscus: ( a) during the negative strip period; ( b) during the positive strip period 3. 1. 2 裂纹的形成与发展 由于偏析而造成的裂纹，其形成与发展如图 16 ［2］所示． 由于元素的偏析使得振痕下的凝固推 迟，凝固坯壳较薄处出现内裂纹，振痕下沿偏析区也 出现裂纹． 此外，残余元素的偏聚也加剧了裂纹的 形成． 由于二冷的不均匀性以及鼓肚的出现，裂纹 扩展，而低塑性区矫直时，由于矫直应力的作用，裂 纹进一步长大． 3. 1. 3 解决方案 P 的偏析与振痕有关，振痕越深，P 偏析越严 重． 振痕的形成与振动模式有关． 负滑脱时间越 长、振幅越大，振痕也越深． 因此调节结晶器振动参 数，在钢厂可以接受的范围内优化连铸参数以有效 降低振痕的深度，从而减少 P 偏析． 3. 2 残余元素 Cu、As 及 Sn 的研究 凝固过程中，残余元素会在枝晶间富集，并在晶 界偏聚． 残余元素 Cu、As 和 Sn 的氧势比铁低，连铸 图 16 裂纹的形成与发展 Fig． 16 Formation and propagation of cracks 过程中发生高温氧化时，铁优先被氧化，加剧了 Cu、 As 和 Sn 在晶界的偏聚，弱化了晶界． 此外，有研究 报道［11］这些元素在晶界的偏聚促进薄膜状 α 在 γ 晶界上形成，因此在矫直过程中，应力集中在薄膜状 α 上，当应力超过晶界铁素体相所能承受的强度时， ·35·

·36· 北京科技大学学报 第36卷 在铁素体中便产生空洞，并发展成为裂纹 side cracking phenomenon occurring during hot rolling of thick low- 由于残余元素Cu、As和Sn的氧势比铁低，炼 carbon steel plates.Mater Sci Eng A,2005,402(8):177 [5]Wu W,Wang C H,Gan Y,et al.Study on surface fine cracks of 钢过程中不能被去除，因此要减少钢中的残余元素 shipbuilding steel plate containing Nb and Ti.Iron Steel,2002, 含量，需要减少其来源，如减少残余元素C、As和 37(7):41 Sn含量较高的废钢的加入量等 (吴巍，王春怀，干勇，等.含铌、钛船板钢中板表面微裂纹研 3.3矫直温度研究 究.钢铁，2002,37(7)：41) [6]Dobrovska J,Stransky K,Kavicka F,et al.Analysis of a transver- A105钢的第Ⅲ类脆性温度区间为600~900℃， sal crack in a steel slab.Mater Sci Forum,2008,567-568:105 钢厂生产A105钢时采用的矫直温度为950℃，由于 Wolf M.Theory and Practice of Modern Continuous Casting.Bei- 角部传热较快，在此温度矫直时，角部的实际温度己 jing:Continuous Casting Association of the Metals Society of Chi- 经降低至850℃以下，落入脆性温度的范围，因此矫 na,1986 直温度过低也是该钢产生横裂的原因之一 (WM.现代连铸理论与实践.北京：中国金属学会连续铸钢 学会，1986) 由于铸坯角部与中心温度差异较大，在950℃ [8] Maekawa K,Takita M,Nomura H.Effect of MIM process condi- 矫直时，角部己经位于脆性区范围，因此在二冷段开 tions on microstructures and mechanical properties of T6Al-4V 始端适当地降低冷速和拉坯速度，提高矫直温度，也 compacts.J Ipn Soc Pouder Powder Metall,1999,46(10):1053 可以减轻横裂. Wu Q X.Progresses of powder metallurgy materials.Rare Met Let,2002(5):6 4结论 (吴全兴.粉末治金先进材料的一些进展.稀有金属快报， 2002(5):6) (1)A105钢的横裂纹主要是P偏析引起的，在 [10]Li Y M,Li Y P.Theory and Application of Metal Injection Mold- 钢厂可以接受的范围内，优化连铸参数以有效降低 ing.Changsha:Central South University Press,2004 (李益民，李云平.金属注射成形原理与应用.长沙：中南大 振痕的深度，减少P偏析，从而减少横裂纹的产生 学出版社，2004) (2)凝固过程中，残余元素会在枝晶间富集，并 [11]Ma H,Wang Q,Li Y G,et al.Effect of residual elements on 在晶界偏聚；连铸过程中，铁优先被氧化，加剧了 transverse comner cracks of continuous casting clabs.Continuous Cu、As和Sn在晶界的偏聚.残余元素在晶界的偏聚加 Cast,2011(Suppl 1):322 (马环，王谦，李玉刚，等.残余元素对连铸板坯角部横裂纹 剧了裂纹的形成，减少残余元素含量较高的废钢及其 的影响.连铸，2011（增刊1）：322) 他原材料的应用可以有效减少横裂纹的产生 02] Suzuki H G,Nishimura S,Imamura J,et al.Hot ductility in (3)Thermo-Cale热力学计算的结果表明，实验 steels in the temperature range between 900 and 600 C.Tetsu-o- 用A105在平衡条件下可以析出AN,但实际过程中 Hagane,1981,67(8):1180 [13]Takeuchie E,Brimacombe J K.Effect of oscillation-mark forma- AIN并没有析出或析出量很少，因此AN的析出造 tion on the surface quality of continuously cast steel slabs.Metall 成该钢横裂的可能性较小. Mater Trans B,1985,16(9)605 (4)实验用A105钢的第Ⅲ类脆性温度区间为 [14]Brimacombe J K,Sorimachi.Crack formation in the continuous 600~900℃，钢厂生产A105钢时采用的矫直温度 casting of steel.Metall Mater Trans B,1977,8:489 [15]Chimani C M,Resch H,Morwald K,et al.Precipitation and 为950℃，由于角部传热较快，在此温度矫直时，角 phase transformation modelling to predict surface cracks and slab 部的实际温度己经落入脆性温度的范围，因此在二 quality.Ironmaking Steelmaking,2005,32(1):75 冷段开始端适当的降低冷速和拉坯速度，提高矫直 16] Zhou X Y,Cheng Y J,Wang W,et al.The research of the 温度，也可以减轻横裂 transverse crack of the microalloy steel slab.Continuous Cast, 2011(Suppl1):370 (周学禹，程玉君，王伟，等.微合金钢连铸坯表面横裂纹的 参考文献 研究.连铸，2011（增刊1）：370) Cai KK.Controll of Strand Quality for Steel Continuous Casting. [17]Kurz W,Fisher D J.Fundamentals of Solidification.Li J G,Hu Beijing:Metallurgical Industry Press,2010 Q D,Transl.Beijing:Higher Education Press,2010 (蔡开科.连铸坯质量控制.北京：治金工业出版社，2010) (KumW,Fisher DJ.凝固原理.李建国，胡侨丹，译.北京： Harada S,Tanaka S,Misumi H,et al.Formation mechanism of 高等教育出版社，2010) transverse cracks on CC slab surface.IS/J Int,1990,30(4):310 [18]Chai G M,Guo H J,Chen X C.Study on solidification process B]Ma F J,Wen H,Tang P,et al.Causes of transverse corner cracks and equilibrium partition coefficients of alloy elements of FGH96 in microalloyed steel in vertical bending continuous slab casters. superalloy.Foundry Technol,2012,33(1):12 Ironmaking Steelmaking,2010,37(1):73 (柴国明，郭汉杰，陈希春.FGH96高温合金的凝固过程及 4]Hwang B,Lee HS,Kim YG.et al.Analysis and prevention of 元素平衡分配系数的研究.铸造技术，2012,33(1)：12)

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 在铁素体中便产生空洞，并发展成为裂纹． 由于残余元素 Cu、As 和 Sn 的氧势比铁低，炼 钢过程中不能被去除，因此要减少钢中的残余元素 含量，需要减少其来源，如减少残余元素 Cu、As 和 Sn 含量较高的废钢的加入量等． 3. 3 矫直温度研究 A105 钢的第Ⅲ类脆性温度区间为 600 ～ 900 ℃， 钢厂生产 A105 钢时采用的矫直温度为 950 ℃，由于 角部传热较快，在此温度矫直时，角部的实际温度已 经降低至 850 ℃以下，落入脆性温度的范围，因此矫 直温度过低也是该钢产生横裂的原因之一． 由于铸坯角部与中心温度差异较大，在 950 ℃ 矫直时，角部已经位于脆性区范围，因此在二冷段开 始端适当地降低冷速和拉坯速度，提高矫直温度，也 可以减轻横裂． 4 结论 ( 1) A105 钢的横裂纹主要是 P 偏析引起的，在 钢厂可以接受的范围内，优化连铸参数以有效降低 振痕的深度，减少 P 偏析，从而减少横裂纹的产生． ( 2) 凝固过程中，残余元素会在枝晶间富集，并 在晶界偏聚; 连铸过程中，铁优先被氧化，加剧了 Cu、As 和 Sn 在晶界的偏聚． 残余元素在晶界的偏聚加 剧了裂纹的形成，减少残余元素含量较高的废钢及其 他原材料的应用可以有效减少横裂纹的产生． ( 3) Thermo-Calc 热力学计算的结果表明，实验 用 A105 在平衡条件下可以析出 AlN，但实际过程中 AlN 并没有析出或析出量很少，因此 AlN 的析出造 成该钢横裂的可能性较小． ( 4) 实验用 A105 钢的第Ⅲ类脆性温度区间为 600 ～ 900 ℃，钢厂生产 A105 钢时采用的矫直温度 为 950 ℃，由于角部传热较快，在此温度矫直时，角 部的实际温度已经落入脆性温度的范围，因此在二 冷段开始端适当的降低冷速和拉坯速度，提高矫直 温度，也可以减轻横裂． 参 考 文 献 ［1］ Cai K K． Controll of Strand Quality for Steel Continuous Casting． Beijing: Metallurgical Industry Press，2010 ( 蔡开科． 连铸坯质量控制． 北京: 冶金工业出版社，2010) ［2］ Harada S，Tanaka S，Misumi H，et al． Formation mechanism of transverse cracks on CC slab surface． ISIJ Int，1990，30( 4) : 310 ［3］ Ma F J，Wen H，Tang P，et al． Causes of transverse corner cracks in microalloyed steel in vertical bending continuous slab casters． Ironmaking Steelmaking，2010，37( 1) : 73 ［4］ Hwang B，Lee H S，Kim Y G． et al． Analysis and prevention of side cracking phenomenon occurring during hot rolling of thick low￾carbon steel plates． Mater Sci Eng A，2005，402( 8) : 177 ［5］ Wu W，Wang C H，Gan Y，et al． Study on surface fine cracks of shipbuilding steel plate containing Nb and Ti． Iron Steel，2002， 37( 7) : 41 ( 吴巍，王春怀，干勇，等． 含铌、钛船板钢中板表面微裂纹研 究． 钢铁，2002，37( 7) : 41) ［6］ Dobrovska J，Stransky K，Kavicka F，et al． Analysis of a transver￾sal crack in a steel slab． Mater Sci Forum，2008，567--568: 105 ［7］ Wolf M． Theory and Practice of Modern Continuous Casting． Bei￾jing: Continuous Casting Association of the Metals Society of Chi￾na，1986 ( Wolf M． 现代连铸理论与实践． 北京: 中国金属学会连续铸钢 学会，1986) ［8］ Maekawa K，Takita M，Nomura H． Effect of MIM process condi￾tions on microstructures and mechanical properties of Ti-6Al-4V compacts． J Jpn Soc Powder Powder Metall，1999，46( 10) : 1053 ［9］ Wu Q X． Progresses of powder metallurgy materials． Ｒare Met Lett，2002( 5) : 6 ( 吴全兴． 粉末冶金先进材料的一些进展． 稀有金属快报， 2002( 5) : 6) ［10］ Li Y M，Li Y P． Theory and Application of Metal Injection Mold￾ing． Changsha: Central South University Press，2004 ( 李益民，李云平． 金属注射成形原理与应用． 长沙: 中南大 学出版社，2004) ［11］ Ma H，Wang Q，Li Y G，et al． Effect of residual elements on transverse corner cracks of continuous casting clabs． Continuous Cast，2011( Suppl 1) : 322 ( 马环，王谦，李玉刚，等． 残余元素对连铸板坯角部横裂纹 的影响． 连铸，2011( 增刊 1) : 322) ［12］ Suzuki H G，Nishimura S，Imamura J，et al． Hot ductility in steels in the temperature range between 900 and 600 ℃ ． Tetsu-to￾Hagane，1981，67( 8) : 1180 ［13］ Takeuchie E，Brimacombe J K． Effect of oscillation-mark forma￾tion on the surface quality of continuously cast steel slabs． Metall Mater Trans B，1985，16( 9) : 605 ［14］ Brimacombe J K，Sorimachi． Crack formation in the continuous casting of steel． Metall Mater Trans B，1977，8: 489 ［15］ Chimani C M，Ｒesch H，Mrwald K，et al． Precipitation and phase transformation modelling to predict surface cracks and slab quality． Ironmaking Steelmaking，2005，32( 1) : 75 ［16］ Zhou X Y，Cheng Y J，Wang W，et al． The research of the transverse crack of the microalloy steel slab． Continuous Cast， 2011( Suppl 1) : 370 ( 周学禹，程玉君，王伟，等． 微合金钢连铸坯表面横裂纹的 研究． 连铸，2011( 增刊 1) : 370) ［17］ Kurz W，Fisher D J． Fundamentals of Solidification． Li J G，Hu Q D，Transl． Beijing: Higher Education Press，2010 ( Kurz W，Fisher D J． 凝固原理． 李建国，胡侨丹，译． 北京: 高等教育出版社，2010) ［18］ Chai G M，Guo H J，Chen X C． Study on solidification process and equilibrium partition coefficients of alloy elements of FGH96 superalloy． Foundry Technol，2012，33( 1) : 12 ( 柴国明，郭汉杰，陈希春． FGH96 高温合金的凝固过程及 元素平衡分配系数的研究． 铸造技术，2012，33( 1) : 12) ·36·