《工程科学学报》录用稿，htps:/doi.org/10.13374/i,issn2095-9389.2021.12.30.001©北京科技大学2022 微合金钢薄板坯连铸边角裂纹控制研究 蔡兆镇，朱苗勇四 东北大学治金学院，沈阳110819 ☒通信作者，E-mail:myzhu@mail.neu.edu.cn 摘要微合金钢薄板坯连铸过程高发边角部裂纹，致使热轧卷板边部产生翘皮、烂边等质道缺陷， 是钢铁行业的 共性技术难题。本文立足于某钢厂Qste380TM低碳含铌钛微合金钢薄板坯连铸生产，检测分板了铸坯角部组织金相 结构与碳氮化物析出特点、不同冷却与变形速率条件下钢的断面收缩率，并数值衔研究手不同结构结晶器和二冷 区铸坯温度与应力的演变规律。结果表明：微合金钢薄板坯连铸过程存在明显的第脆性区，且变形速率越大，第 三脆性区越显著。传统薄板坯连铸工艺条件下，结晶器的中上部及其出口奎液芯床下段的二冷高温区，铸坯角部冷 速较低，致使其组织晶界含铌钛微合金碳氮化物呈链状析出。铸坯在液芯压下过程，低塑性角部因受较大变形与应 力作用而引发裂纹缺陷。实施沿高度方向有效补偿坯壳凝固收缩的矜 高斯凹型曲面结晶器及其足辊区超强冷工艺 可分别提升铸坯角部冷速至10℃s和20℃s以上，从而促使铸还 组织碳氮化物弥散析出，并促进铸坯窄面在 液芯压下过程金属宽展流动而降低角部压下应力，大幅降低了微 薄板坯边角部裂纹发生率。 关键词微合金钢：薄板坯连铸：角部裂纹：结晶品器：液芯压下强冷却 分类号TF777.7 Corner Crack Control for Thin Slab Continuous Casting of Micro- alloy Steel CAI Zhao-zhen,ZHU Miao-yong School of Metallurgy,Northeastern Uni g 110819,China Corresponding author,E-mai @mail.neu.edu.cn ABSTRACT Thin slai inudus casting and rolling process is an important way to produce hot-rolled strip.In recent years,the process has been widely used to produce Nb/V/Ti/B bearing micro-alloyed steel.However During-during the continuous casting of the thin slabs of the micro-alloyed steel-thin-slabs,the corner cracks of the slabs occur frequently, which would cause the quality defects such as scar and cracks at the edges of the hot-rolled coils,and has been a common technical issue in steel industry.In the present work,the characteristics of the micro-structure and carbonitride precipitation of the thin slab corner of Qste380TM low carbon niobium-titanium micro-alloyed steel,as well as the reduction of area of the steel under different cooling and tensile rates were detected.Moreover,the evolutions of temperature and-stress-of the solidified shell in different structure molds and secondary cooling processes.as well as the stress of the thin slab surface during liquid core reduction were numerical simulated.The results show that there is a significant third brittle temperature zone during continuous casting of micro-alloyed steel thin slabs,and the greater the deformation rate of the thin slab,the more significant the third brittle temperature zone is.Under the conventional thin slab continuous casting process,the cooling 1收精日期：2021-12-30 盖盒项目国家自然科学基金资助项目(52174307,51774075,51404061)和兴辽计划资助项目(XLYC1802032)
微合金钢薄板坯连铸边角裂纹控制研究1 蔡兆镇，朱苗勇 东北大学冶金学院，沈阳 110819 通信作者，E-mail: myzhu@mail.neu.edu.cn 摘 要 微合金钢薄板坯连铸过程高发边角部裂纹，致使热轧卷板边部产生翘皮、烂边等质量缺陷，是钢铁行业的 共性技术难题。本文立足于某钢厂 Qste380TM 低碳含铌钛微合金钢薄板坯连铸生产，检测分析了铸坯角部组织金相 结构与碳氮化物析出特点、不同冷却与变形速率条件下钢的断面收缩率，并数值仿真研究了不同结构结晶器和二冷 区铸坯温度与应力的演变规律。结果表明：微合金钢薄板坯连铸过程存在明显的第三脆性区，且变形速率越大，第 三脆性区越显著。传统薄板坯连铸工艺条件下，结晶器的中上部及其出口至液芯压下段的二冷高温区，铸坯角部冷 速较低，致使其组织晶界含铌钛微合金碳氮化物呈链状析出。铸坯在液芯压下过程，低塑性角部因受较大变形与应 力作用而引发裂纹缺陷。实施沿高度方向有效补偿坯壳凝固收缩的窄面高斯凹型曲面结晶器及其足辊区超强冷工艺 可分别提升铸坯角部冷速至 10 /s ℃ 和 20 /s ℃ 以上，从而促使铸坯角部组织碳氮化物弥散析出，并促进铸坯窄面在 液芯压下过程金属宽展流动而降低角部压下应力，大幅降低了微合金钢薄板坯边角部裂纹发生率。 关键词 微合金钢；薄板坯连铸；角部裂纹；结晶器；液芯压下；强冷却 分类号 TF777.7 Corner Crack Control for Thin Slab Continuous Casting of Microalloy Steel CAI Zhao-zhen, ZHU Miao-yong School of Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110819, China Corresponding author, E-mail: E-mail: myzhu@mail.neu.edu.cn ABSTRACT Thin slab continuous casting and rolling process is an important way to produce hot-rolled strip. In recent years, the process has been widely used to produce Nb/V/Ti/B bearing micro-alloyed steel. However, During during the continuous casting of the thin slabs of the micro-alloyed steel thin slabs, the corner cracks of the slabs occur frequently, which would cause the quality defects such as scar and cracks at the edges of the hot-rolled coils, and has been a common technical issue in steel industry. In the present work, the characteristics of the micro-structure and carbonitride precipitation of the thin slab corner of Qste380TM low carbon niobium-titanium micro-alloyed steel, as well as the reduction of area of the steel under different cooling and tensile rates were detected. Moreover, the evolutions of temperature and stress of the solidified shell in different structure molds and secondary cooling processes, as well as the stress of the thin slab surface during liquid core reduction were numerical simulated. The results show that there is a significant third brittle temperature zone during continuous casting of micro-alloyed steel thin slabs, and the greater the deformation rate of the thin slab, the more significant the third brittle temperature zone is. Under the conventional thin slab continuous casting process, the cooling 1收稿日期:2021-12-30 基金项目:国家自然科学基金资助项目(52174307, 51774075, 51404061)和兴辽计划资助项目(XLYC1802032) 《工程科学学报》录用稿，https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2021.12.30.001 ©北京科技大学 2022 录用稿件，非最终出版稿
rate of the thin slab corners in the upper part of mold and in the secondary cooling zone from mold exit to liquid core reduction segment is se-lower than 5C/s,which is the key factor to lead a chain of niobium-titanium carbonitrides precipitate at the grain boundaries of the corners.As a result the plasticity of the thin slab comners reduce greatly During the process of liquid core reduction,the low plasticity corners of the thin slab crack because of large deformation and stress.Applying the a Gaussian concave curved surface mold,which the narrow face copper plates could efficiently compensate the shell shrinkage, and the narrow face foot roll zone hard cooling process can increase the relatively-cooling rates of the thin slab corners over 10C/s and 20 C/s_in mold and in the narrow face foot roller cooling zone,respectively.As a result,the carbonitrides precipitate in the thin slab corners dispersedly,and the reduction stress of slab comners reduces since the new mold promotes the metal flow of slab narrow surface broadsiding during the liquid core reduction,finally the cracking rate of the comners during the micro-alloyed steel thin slabs casting has been reduced significantly. KEY WORDS Micro-alloyed steel:thin slab continuous casting:corner cracks;mold:liquid core reduction;hard cooling 薄板坯连铸连轧是20世纪80年代中后期开发并得到广泛应用的一项钢铁玉业革命性技术，在 节能、成本、效益、效率、投资等方面具有显著优势四。近年来，随着钢铁企业品种化战略实施， 以Nb、V、Ti、A!为典型合金化元素的微合金钢比率逐年提高，薄板还连铸连轧也不例外，其产 品结构不断扩大。然而，微合金钢钢在连铸过程裂纹敏感性高，常高发边角部横裂纹，从而造成薄 板坯热轧卷板边部严重翘皮与烂边等质量缺陷。 对微合金钢连铸坯边角裂纹产生机理和控制技术研究一直备受关注和重视。多数研究者认为， 主要原因是铸坯凝固过程角部受二维传热作用温度偏低，桥直西处于钢的第三脆性温度区而发生开 裂形成裂纹：部分研究者-认为，裂纹与其晶间成分偏析或铸还振痕深度相关：Mit忆等8指出奥 氏体晶界析出碳氮化物而降低钢的高温热塑性是造成裂纹的圭因：有研究者进一步认为微合金碳氮 化物沿铸坯表层组织晶界呈链状析出是造成微合金连铸坯角部裂纹的重要原因0四。此外，己有 研究也表明3，铸坯角部奥氏体晶界生成膜状先共析铁素体，亦是造成微合金钢连铸坯角部裂纹 形成的重要原因。为此，国内外钢铁企业针对常规级厚板坯开发出了以避开钢第三脆性温度区为目 标的二冷配水P4与大倒角结晶器6，刀裂纹控制技术、铸坯表层组织高塑化的SSC8,1等裂纹控制技 术。然而，薄板坯断面厚度小、拉速快高拉速连铸要求结晶器内坏壳高均匀凝固、高温区液芯压下 低变形抗力，大倒角结晶器及与SSC等裂纹控制技术均未成功应用不适用于薄板坯连铸，目前主要 采用二冷弱冷、严格控制钢水氮含量等手段，效果并不理想。 为此，本文立足于国内某钢下Qste380TM低碳含铌钛微合金钢CSP薄板坯连铸生产，检测研 究分析了铸坯角部组织金相结构与碳氮化物析出特点、以及不同冷却与变形速率条件下钢的断面收 缩率，在此基础上数值仿真砑究了不同结构结晶器和二冷区内铸坯的温度与应力演变规律，探明了 薄板坯边角裂纹产生原因，开发了相应的裂纹控制新技术并实施了工业应用。 1微合金钢薄板还角部凝西组织特钲 图1为队在表1所示结晶器与表2所示二冷配水工艺条件下连铸生产Qste380TM钢薄板 坯角部皮下5mm和l0mm处的室温金相组织。从图中可以看出，该室温下的薄板坯角部组织主要 由细小均匀的铁素体与珠光体构成，且晶粒较为细小，即使在皮下10mm深度的组织亦未见明显 粗大奥氏体晶粒、或粗大奥氏体+晶界膜状铁素体结构的低塑性组织，如图1(b)所示。一般认为， 该组织结构所对应高温铸坯具有相对高的塑性。 表L某钢厂Oste380M钢薄板坯连铸工艺参数 Table 1 Thin slab continuous casting process of Oste380TM steel in a plant Casting Casting Mold wide Mold narrow Liquidus Parameter Temperature speed m/ Slab size temperatur mmxmm face cooling face cooling difference of temperatur min e/C water L/min water L/min mold /C e/℃
rate of the thin slab corners in the upper part of mold and in the secondary cooling zone from mold exit to liquid core reduction segment is so lower than 5 /s, which is ℃ the key factor to lead a chain of niobium-titanium carbonitrides precipitate at the grain boundaries of the corners. As a result, the plasticity of the thin slab corners reduce greatly. During the process of liquid core reduction, the low plasticity corners of the thin slab crack because of large deformation and stress. Applying the a Gaussian concave curved surface mold, which the narrow face copper plates could efficiently compensate the shell shrinkage, and the narrow face foot roll zone hard cooling process can increase the relatively cooling rates of the thin slab corners over 10 /s and 20 /s ℃ ℃ in mold and in the narrow face foot roller cooling zone , respectively. As a result, the carbonitrides precipitate in the thin slab corners dispersedly, and the reduction stress of slab corners reduces since the new mold promotes the metal flow of slab narrow surface broadsiding during the liquid core reduction, finally the cracking rate of the corners during the micro-alloyed steel thin slabs casting has been reduced significantly. KEY WORDS Micro-alloyed steel; thin slab continuous casting; corner cracks; mold; liquid core reduction; hard cooling 薄板坯连铸连轧是 20 世纪 80 年代中后期开发并得到广泛应用的一项钢铁工业革命性技术，在 节能、成本、效益、效率、投资等方面具有显著优势 [1]。近年来，随着钢铁企业品种化战略实施， 以 Nb、V、Ti、Al 为典型合金化元素的微合金钢比率逐年提高，薄板坯连铸连轧也不例外，其产 品结构不断扩大。然而，微合金钢钢在连铸过程裂纹敏感性高，常高发边角部横裂纹，从而造成薄 板坯热轧卷板边部严重翘皮与烂边等质量缺陷。 对微合金钢连铸坯边角裂纹产生机理和控制技术研究一直备受关注和重视。多数研究者[2-4]认为， 主要原因是铸坯凝固过程角部受二维传热作用温度偏低，矫直时处于钢的第三脆性温度区而发生开 裂形成裂纹；部分研究者[5-7]认为，裂纹与其晶间成分偏析或铸坯振痕深度相关；Mintz 等[8, 9]指出奥 氏体晶界析出碳氮化物而降低钢的高温热塑性是造成裂纹的主因；有研究者进一步认为微合金碳氮 化物沿铸坯表层组织晶界呈链状析出是造成微合金钢连铸坯角部裂纹的重要原因[10-12]。此外，已有 研究也表明[13-15]，铸坯角部奥氏体晶界生成膜状先共析铁素体，亦是造成微合金钢连铸坯角部裂纹 形成的重要原因。为此，国内外钢铁企业针对常规及厚板坯开发出了以避开钢第三脆性温度区为目 标的二冷配水[2-4]与大倒角结晶器[16, 17]裂纹控制技术、铸坯表层组织高塑化的 SSC[18, 19]等裂纹控制技 术。然而，薄板坯断面厚度小、拉速快高拉速连铸要求结晶器内坯壳高均匀凝固、高温区液芯压下 低变形抗力，大倒角结晶器及与 SSC 等裂纹控制技术均未成功应用不适用于薄板坯连铸，目前主要 采用二冷弱冷、严格控制钢水氮含量等手段，效果并不理想。 为此，本文立足于国内某钢厂 Qste380TM 低碳含铌钛微合金钢 CSP 薄板坯连铸生产，检测研 究分析了铸坯角部组织金相结构与碳氮化物析出特点、以及不同冷却与变形速率条件下钢的断面收 缩率，在此基础上数值仿真研究了不同结构结晶器和二冷区内铸坯的温度与应力演变规律，探明了 薄板坯边角裂纹产生原因，开发了相应的裂纹控制新技术并实施了工业应用。 1 微合金钢薄板坯角部凝固组织特征 图 1 为某钢厂在表 1 所示结晶器与表 2 所示二冷配水工艺条件下连铸生产 Qste380TM 钢薄板 坯角部皮下 5 mm 和 10 mm 处的室温金相组织。从图中可以看出，该室温下的薄板坯角部组织主要 由细小均匀的铁素体与珠光体构成，且晶粒较为细小，即使在皮下 10 mm 深度的组织亦未见明显 粗大奥氏体晶粒、或粗大奥氏体+晶界膜状铁素体结构的低塑性组织，如图 1(b)所示。一般认为， 该组织结构所对应高温铸坯具有相对高的塑性。 表 1 某钢厂 Qste380TM 钢薄板坯连铸工艺参数 Table 1 Thin slab continuous casting process of Qste380TM steel in a plant Parameter s Casting speed m/ min Slab size mm×mm Casting temperatur e /℃ Mold wide face cooling water L/min Mold narrow face cooling water L/min Temperature difference of mold /℃ Liquidus temperatur e /℃ 录用稿件，非最终出版稿
Value 4.0 1250×90 1550 6677 310 4.5 1525 表24.0m/min拉速连铸Oste380TM钢二冷区各区水量 Table 2 Secondary cooling water flow under the speed of 4.0m/min for casting Oste380TM thin slab Segment Cooling zone Water flow /L/min Foot roller seg. 1 330.0 Grid seg. 2 1720.5 30 1128.4 Seg.I 31 386.5 32 2542 40 990.5 Seg.2 41 340.6 42 终版稿 215.5 50 665 Seg.3 5I 52 6.0 Seg.4 61 100.5 6.2 145.0 图2为上述Qste380TM钢铸坯角部皮下5im处的析出物扫描形貌及组成。从图2(a)中可以看 出，该铸坯角部组织的析出物粒子主要集中分布年晶界，而晶内的析出数量较少。晶界上析出物粒 子呈明显的链状结构分布，尺寸约为20m。图2(b)能谱分析结果可知，该晶界碳氮化物粒子主 要为铌钛复合碳氮化物。由前人研究结果可知，钢组织晶界呈链状集中析出微合金碳氮化物将 限制铸坯在变形过程的晶界变形与滑移， 从而显著降低钢的高温塑性。 00。 图1Qste380TM钢薄板坯角部金相组织形貌.(a)皮下5mm处，(b)皮下10mm Fig.1 Morphologies of the microstructure of thin slab corner of Qste380TM:(a)5 mm beneath the surface;(b)10 mm beneath the surface
Value 4.0 1250×90 1550 6677 310 4.5 1525 表 2 4.0m/min 拉速连铸 Qste380TM 钢二冷区各区水量 Table 2 Secondary cooling water flow under the speed of 4.0m/min for casting Qste380TM thin slab Segment Cooling zone Water flow /L/min Foot roller seg. 1 330.0 Grid seg. 2 1720.5 Seg. 1 3.0 1128.4 3.1 386.5 3.2 254.2 Seg. 2 4.0 990.5 4.1 340.6 4.2 215.5 Seg. 3 5.0 665.5 5.1 244.3 5.2 149.5 Seg. 4 6.0 345.5 6.1 100.5 6.2 145.0 图 2 为上述 Qste380TM 钢铸坯角部皮下 5 mm 处的析出物扫描形貌及组成。从图 2(a)中可以看 出，该铸坯角部组织的析出物粒子主要集中分布于晶界，而晶内的析出数量较少。晶界上析出物粒 子呈明显的链状结构分布，尺寸约为 20 nm。由图 2(b)能谱分析结果可知，该晶界碳氮化物粒子主 要为铌钛复合碳氮化物。由前人研究结果[10-12]可知，钢组织晶界呈链状集中析出微合金碳氮化物将 限制铸坯在变形过程的晶界变形与滑移，从而显著降低钢的高温塑性。 图 1 Qste380TM 钢薄板坯角部金相组织形貌. (a) 皮下 5 mm 处; (b) 皮下 10 mm Fig. 1 Morphologies of the microstructure of thin slab corner of Qste380TM: (a) 5 mm beneath the surface; (b) 10 mm beneath the surface (a) (b) 录用稿件，非最终出版稿
Grain boundary Carbonitride 60m 10 200100 500602080001080 a (b) Energy(kev) 图2Qste380TM钢薄板坯角部皮下5mm处析出物的形貌与组成.(a)析出物扫描；(b)析出物能谱 Fig.2 Morphology of the precipitate of thin slab corner of Qste380TM in the 5 mm beneath the surface:(a)precipitate graph of SEM;(b)EDS of the precipitate 2微合金钢薄板坯组织塑性演变 Qst380TM钢薄板坯在不同冷却与变形速率下的断面收缩率随温度变化曲线如图3所示。其 中，热模拟测试方案为：以10.0℃s加热速度加热至1350℃，保温3m后分别以3.5℃s和15.0 Cs冷速冷至试样拉断温度，保温1min后分别以1.0×102s和5.0×105变形速率拉断。从图中可 以看出，不同冷却及变形速率条件下，该钢在900℃以上高温区和775心以下低温区的断面收缩率 均超过了60%，具有良好的塑性。而当温度处于775~900℃温度区时，较低冷速下的钢组织塑性显 著降低。特别是在较大变形速率下，试样在850C时的断面收缩率降至了最低，约为35.1%，形成 了明显的第三脆性温度区。而在较高冷速下，虽然该钢组织在75~900℃温度区内的塑性亦出现了 一定程度降低，但在不同变形速率下的最低断面收缩率均高于60%。 100 80 70 60 -10x10h 50 -5.0x10h 50 +1.0x10i 5.0x10r⅓ 40 30 (a) 730 30 (b) 10001050 75080085090095010001050 TemperaturePC 图3不同变形速率条件不Qsé380TM钢断面收缩率随温度变化.(a)冷却速率3.5C/s:(b)冷却速率15.0C/s Fig.3 Variation of the reduction of area of Qste380TM under different tensile rate:(a)3.5 C/s cooling rate:(b)15.0 C/s cooling rate 以15.0C5冷速冷却试样降温至850℃并保温1min后空冷至室温的金相组织与碳氮化物析 出透射形貌如图4所际。从图中可以看出，强冷却后空冷至室温的试样组织结构与图1实际连铸生 产条件下的薄板坯角部组织相似。然而，其T、Nb元素析出的碳氮化物在强冷却条件下呈弥散状 分布。据此可以推断，Qste380TM钢在775~900℃温度区塑性提升的主要作用因素应是微合金碳氨 化物实现了弥散析出。为此，提升微合金钢组织碳氮化物析出温度区内的冷速，促使其微合金碳氮 化物弥散析出，可提升改善钢组织的高温塑性
图 2 Qste380TM 钢薄板坯角部皮下 5 mm 处析出物的形貌与组成. (a) 析出物扫描; (b) 析出物能谱 Fig. 2 Morphology of the precipitate of thin slab corner of Qste380TM in the 5 mm beneath the surface: (a) precipitate graph of SEM; (b) EDS of the precipitate 2 微合金钢薄板坯组织塑性演变 Qste380TM 钢薄板坯在不同冷却与变形速率下的断面收缩率随温度变化曲线如图 3 所示。其 中，热模拟测试方案为：以 10.0 /s ℃ 加热速度加热至 1350 ℃，保温 3min 后分别以 3.5 /s ℃ 和 15.0 ℃/s 冷速冷至试样拉断温度，保温 1 min 后分别以 1.0×10-2/s 和 5.0×10-2/s 变形速率拉断。从图中可 以看出，不同冷却及变形速率条件下，该钢在 900 ℃以上高温区和 775 ℃以下低温区的断面收缩率 均超过了 60%，具有良好的塑性。而当温度处于 775~900 ℃温度区时，较低冷速下的钢组织塑性显 著降低。特别是在较大变形速率下，试样在 850 ℃时的断面收缩率降至了最低，约为 35.1%，形成 了明显的第三脆性温度区。而在较高冷速下，虽然该钢组织在 775~900 ℃温度区内的塑性亦出现了 一定程度降低，但在不同变形速率下的最低断面收缩率均高于 60%。 750 800 850 900 950 1000 1050 30 40 50 60 70 80 90 100 1.0×10-2/s 5.0×10-2/s Reduction of Area /% Temperature /℃ 750 800 850 900 950 1000 1050 30 40 50 60 70 80 90 100 1.0×10-2/s 5.0×10-2/s Reduction of Area /% Temperature /℃ 图 3 不同变形速率条件下 Qste380TM 钢断面收缩率随温度变化. (a) 冷却速率 3.5 /s; (b) ℃ 冷却速率 15.0 /s ℃ Fig. 3 Variation of the reduction of area of Qste380TM under different tensile rate: (a) 3.5 /s cooling rate; (b) 15.0 /s ℃ ℃ cooling rate 以 15.0 /s ℃ 冷速冷却试样降温至 850 ℃并保温 1 min 后空冷至室温的金相组织与碳氮化物析 出透射形貌如图 4 所示。从图中可以看出，强冷却后空冷至室温的试样组织结构与图 1 实际连铸生 产条件下的薄板坯角部组织相似。然而，其 Ti、Nb 元素析出的碳氮化物在强冷却条件下呈弥散状 分布。据此可以推断，Qste380TM 钢在 775~900 ℃温度区塑性提升的主要作用因素应是微合金碳氮 化物实现了弥散析出。为此，提升微合金钢组织碳氮化物析出温度区内的冷速，促使其微合金碳氮 化物弥散析出，可提升改善钢组织的高温塑性。 (a) (b) Carbonitride Grain boundary (a) (b) 录用稿件，非最终出版稿
2●)●) (a) (b) 图4强冷却控冷条件下的试样金相与析出物透射形貌.()金相组织：(b)析出物透射形貌 Fig.4 Morphologies of the microstructure and the precipitate distribution of the thermal simulation sample under hard cooling condition:(a)microstructure;(b)precipitate 3薄板还凝西过程热/力学行为 3.1结晶最内还亮的凝因传热 连铸坯凝固过程的传热行为直接影响其凝固组织结构与碳氮化物析出分布。为了探明薄板坯 结晶器内的凝固传热行为，建立了以“薄板坯结晶器铜板冷水红为计算域的凝固坯壳热力 耦合有限元模型。其中，针对凝固坯壳与结晶器间的传热考虑象护渣膜与气隙在收缩界面的动 态填充与生成，结晶器冷却水槽考虑了冷却水流动对坏凝影响，相关模型详见本课题组前期 已发表文章。 图5为某钢厂Qste380TM钢薄板坯典型连铸艺不 凝固坯壳角部及其附近区域渣道内的保 护渣膜厚度在结晶器不同高度下的分布。从图中阿以着出，薄板坯结晶器内的宽面与窄面角部、以 及其对应附近区域的保护渣膜厚度分布整体相近，均呈现为在结晶器上部厚度较薄，且主要集中在 铸坯角部区域，而随着凝固坯壳下移，逐渐在宽面与窄面的偏离角区域集中的趋势分布。凝固坯壳 由弯月面下100mm下行至400mm时，其宽面与窄面偏离角区域的保护渣膜厚度均快速增加，增 加量分别达到了0.27mm和0.30mm。而在该过程，铸坯宽面角部和窄面角部的保护渣膜厚度因较 早凝固而未明显增加。 0 0.8 elow meniscus -100mm below meniscus 07 ow meniscus 0.7 400mm below meniscus meniscus m below meniscus 0.6 1000mm below meniscus 04 0.3 (b) 1020304050607080 0 102030 0 Distance from slab comer /mm Distance from slab comer /mm 图5铸坯角部区域的保护渣膜厚度分布.(a)宽面；(b)窄面 Fig.5The distribution of mold flux film around slab corner:(a)wide face;(b)narrow face 图6为薄板坯结晶器内凝固坯壳宽面与窄面角部附近区域的气隙厚度分布。某钢厂 Qste380TM钢薄板坯典型连铸工艺下，气隙最先生成于弯月面下约100mm高度处的铸坯角部。对 于铸坯宽面角部，气隙主要集中在距铸坯角部0~20mm范围内，且厚度整体随着铸坯下行而持续 增加，最大值出现在结晶器出口处，约为0.33m。而对于铸坯窄面角部，其气隙主要集中在弯月
图 4 强冷却控冷条件下的试样金相与析出物透射形貌. (a) 金相组织; (b) 析出物透射形貌 Fig. 4 Morphologies of the microstructure and the precipitate distribution of the thermal simulation sample under hard cooling condition: (a) microstructure; (b) precipitate 3 薄板坯凝固过程热/力学行为 3.1 结晶器内坯壳的凝固传热 连铸坯凝固过程的传热行为直接影响其凝固组织结构与碳氮化物析出分布。为了探明薄板坯 结晶器内的凝固传热行为，建立了以“薄板坯-结晶器铜板-冷却水”系统为计算域的凝固坯壳热/力 耦合有限元模型。其中，针对凝固坯壳与结晶器间的传热，考虑了保护渣膜与气隙在收缩界面的动 态填充与生成，结晶器冷却水槽考虑了冷却水流动对坯壳凝固的影响，相关模型详见本课题组前期 已发表文章[] 。 图 5 为某钢厂 Qste380TM 钢薄板坯典型连铸工艺下，凝固坯壳角部及其附近区域渣道内的保 护渣膜厚度在结晶器不同高度下的分布。从图中可以看出，薄板坯结晶器内的宽面与窄面角部、以 及其对应附近区域的保护渣膜厚度分布整体相近，均呈现为在结晶器上部厚度较薄，且主要集中在 铸坯角部区域，而随着凝固坯壳下移，逐渐在宽面与窄面的偏离角区域集中的趋势分布。凝固坯壳 由弯月面下 100 mm 下行至 400 mm 时，其宽面与窄面偏离角区域的保护渣膜厚度均快速增加，增 加量分别达到了 0.27 mm 和 0.30 mm。而在该过程，铸坯宽面角部和窄面角部的保护渣膜厚度因较 早凝固而未明显增加。 0 10 20 30 40 50 60 70 80 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 Thickness of mold flux film /mm Distance from slab corner /mm 100mm below meniscus 400mm below meniscus 700mm below meniscus 1000mm below meniscus 0 10 20 30 40 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 Thickness of mold flux film /mm Distance from slab corner /mm 100mm below meniscus 400mm below meniscus 700mm below meniscus 1000mm below meniscus 图 5 铸坯角部区域的保护渣膜厚度分布. (a) 宽面; (b) 窄面 Fig. 5 The distribution of mold flux film around slab corner: (a) wide face; (b) narrow face 图 6 为薄板坯结晶器内凝固坯壳宽面与窄面角部附近区域的气隙厚度分布。某钢厂 Qste380TM 钢薄板坯典型连铸工艺下，气隙最先生成于弯月面下约 100 mm 高度处的铸坯角部。对 于铸坯宽面角部，气隙主要集中在距铸坯角部 0~20 mm 范围内，且厚度整体随着铸坯下行而持续 增加，最大值出现在结晶器出口处，约为 0.33 mm。而对于铸坯窄面角部，其气隙主要集中在弯月 (a) (b) 录用稿件，非最终出版稿 (a) (b)
面下100~820mm高温范围，整体呈在结晶器中上部快速生长、中下部快速减小的趋势分布。气隙 厚度最大值位于弯月面下约400mm高度处，约为0.28mm。此外，窄面角部气隙主要集于距离凝 固坯壳角部0-10mm范围。 (a) (b) 图6铸坯角部区域的气隙分布.(a)宽面；(b)窄面 Fig.6 The distribution of air gap around slab corner:(a)wide face,(b) arrow face 受上述薄板坯角部区域传热介质分布影响，凝固坯壳角部在结晶器内的演变如图7所示。在弯 月面下0-100mm范围内，由于铸坯角部区域尚未形成气隙与厚保护渣膜，凝固坯壳在二维传热作 用下快速传热，最大冷速超过了100℃s。在该高速冷却作用下，有助于铸坯角部形成细小组织晶 粒。同时，在该过程的铸坯角部温度已降至近1100℃，有助厅会T微合金碳氮化物细化与弥散析 出。然而，当铸坯凝固至弯月面下约110-515mm度时，'角部的冷速降至了<5℃s水平，甚至 在弯月面下约125~160mm高度出现了返温。由千福度的钢组织正处于含Nb、A1等微合金碳氮 化物高温析出区，铸坯角部缓慢传热将促使碳氨化物淇奥氏体晶界集中析出而脆化晶界。而当 铸坯继续下行，铸坯角部冷速再次回升至5G$无。为此，应强化铸坯在薄板坯结晶器上中部的 角部冷却。 120 1600 100 1500 Cooling rate -Temperature 1400 1300 1200 录用翻 1100 1000 900 0 1002003004005006007008009001000 Distance below meniscus /mm 图7铸坯角部温度与冷却速度演变 Fig.7 Evolution of temperature and cooling rate of slab corner 3.2二冷区博还的温度滇变 图8为Qste380TM钢薄板坯连铸过程宽面中心、窄面中心以及角部的表面温度演变。具体针 对铸坯宽面表面，出结晶器后，受足辊与格栅区强喷淋冷却作用，表面温度延续其在结晶器内快速 降温的趋势变化。进入扇形1段（液芯压下段）后，由于该段的冷却强度相对足辊与格栅区有所下 降，铸坯宽面开始出现小幅回温，整体处于1000~1025℃范围变化。当铸坯进入扇形2~4段时，铸 坯宽面冷却强度进一步逐渐下降，表面温度整体逐渐回升。当铸坯出扇形4段时，在空冷作用下
面下 100~820 mm 高温范围，整体呈在结晶器中上部快速生长、中下部快速减小的趋势分布。气隙 厚度最大值位于弯月面下约 400 mm 高度处，约为 0.28 mm。此外，窄面角部气隙主要集于距离凝 固坯壳角部 0~10 mm 范围。 图 6 铸坯角部区域的气隙分布. (a) 宽面; (b) 窄面 Fig. 6 The distribution of air gap around slab corner: (a) wide face; (b) narrow face 受上述薄板坯角部区域传热介质分布影响，凝固坯壳角部在结晶器内的演变如图 7 所示。在弯 月面下 0~100mm 范围内，由于铸坯角部区域尚未形成气隙与厚保护渣膜，凝固坯壳在二维传热作 用下快速传热，最大冷速超过了 100 /s ℃ 。在该高速冷却作用下，有助于铸坯角部形成细小组织晶 粒。同时，在该过程的铸坯角部温度已降至近 1100℃，有助于含 Ti 微合金碳氮化物细化与弥散析 出。然而，当铸坯凝固至弯月面下约 110~515 mm 高度时，角部的冷速降至了＜5 /s ℃ 水平，甚至 在弯月面下约 125~160 mm 高度出现了返温。由于温度下的钢组织正处于含 Nb、Al 等微合金碳氮 化物高温析出区，铸坯角部缓慢传热将促使碳氮化物于其奥氏体晶界集中析出而脆化晶界[20]。而当 铸坯继续下行，铸坯角部冷速再次回升至 5 /s ℃ 以上。为此，应强化铸坯在薄板坯结晶器上中部的 角部冷却。 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 -80 -60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120 Cooling rate / /s ℃ Distance below meniscus /mm Cooling rate 900 1000 1100 1200 1300 1400 1500 1600 Temperature Temperature /℃ Cooling rate＜5℃/s 图 7 铸坯角部温度与冷却速度演变 Fig. 7 Evolution of temperature and cooling rate of slab corner 3.2 二冷区铸坯的温度演变 图 8 为 Qste380TM 钢薄板坯连铸过程宽面中心、窄面中心以及角部的表面温度演变。具体针 对铸坯宽面表面，出结晶器后，受足辊与格栅区强喷淋冷却作用，表面温度延续其在结晶器内快速 降温的趋势变化。进入扇形 1 段（液芯压下段）后，由于该段的冷却强度相对足辊与格栅区有所下 降，铸坯宽面开始出现小幅回温，整体处于 1000~1025 ℃范围变化。当铸坯进入扇形 2~4 段时，铸 坯宽面冷却强度进一步逐渐下降，表面温度整体逐渐回升。当铸坯出扇形 4 段时，在空冷作用下， (b) (a) 录用稿件，非最终出版稿
铸坯宽面温度整体大幅上升而后在顶弯段入口附近开始缓慢下降，直至出连铸机。在矫直过程，铸 坯宽面温度整体高于1080℃。 1600 ---Narrow faoe 1500 y1400 1300 1200 1100 1000l 900 852℃ 800 68101214 16 18 Distance below meriscus im 图8Qste380TM钢薄板坯连铸过程表面温度演变 Fig.8 Evolution of surface temperatures during thin slab continuous casting of Qste380TM 而对于铸坯窄面，出结晶器后的凝固坯壳在窄面足辊区内受到2组是辊喷嘴冷却作用，铸坯窄 面中心的温度同宽面中心处的温度同步快速下降。然而，当铸坯出窄面足辊区后，由于坯壳窄面无 喷淋冷却作用，其温度整体快速上升，于液芯压下段内达到最高值约1210℃。而后，随着凝固坯 壳厚度持续增加和热辐射作用，铸坯表面温度开始逐渐下降 当铸坯进入矫直区时，其窄面中心的 温度降至了约990℃。 而对于铸坯角部，其温度整体低于铸坯宽面传面中心。铸坯出结晶器后，受窄面足辊区、 宽面足辊及格栅区综合强冷却作用，铸坯角部温度下降。当铸坯进入扇形1段（液芯压下段） 时，铸坯角部温度下降至最低值约852℃。在该过程中，铸坯角部的平均冷却速率约为3.9℃s。 由图3(a)Qste380TM钢不同变形速率下的断面收缩率随温度变化测试结果可知，该温度下的铸坯在 较大变形速率条件下的断面收缩率仅约为36%，铸坯角部极易因液芯压下变形受力而开裂并扩展成 裂纹缺陷。当铸坯离开液芯压下段后，铸坯角部在各冷却区内整体呈小幅波动上升趋势变化。在扇 形段2~4段的各段段末，铸坯角部的温度分别约为901℃、903C和899℃，且在矫直全过程角部 温度均保持在895℃以上。同样由图3()可知，铸坯在矫直过程的断面收缩率>57%，具有较高的 塑性。在设备精度满足要求的前提下，可以认为薄板坯连铸矫直过程应不会产生明显的角部横裂纹 缺陷。 3.3液芯压下过程物还的应力滇变 图9为Qse380M钢薄板坯在13.5mm液芯压下量连铸过程，铸坯内弧宽面等效应力演变。 在液芯压下段受铸辊周期性挤压作用，铸坯宽面应力均呈周期性波动变化。采用相同压下增量， 即各辊的压下增量均为1.5mm,铸坯宽面中心与1/4处的压下应力峰值变化较小，集中在40~45 MP范围。而对于铸坯角部，由于其在液芯压下段内的温度较低，抗变形能力较大，压下过程的应 力峰值相比宽面中心与l/4显著增加，主要集中在60~65MPa范围。结合图3(a)Qste380TM钢断面 收缩率、铸坯在液芯压下段及矫直过程的温度场演变可知，铸坯在液芯压下段内强受力与组织低塑 性应是造成薄板坯内弧侧边角裂纹的主因
铸坯宽面温度整体大幅上升而后在顶弯段入口附近开始缓慢下降，直至出连铸机。在矫直过程，铸 坯宽面温度整体高于 1080 ℃。 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 800 900 1000 1100 1200 1300 1400 1500 1600 Temperature /℃ Distance below meniscus /m Narrow face centerline Wide face centerline Slab Corner Liquid core reduction segment Straightening zone 852℃ 图 8 Qste380TM 钢薄板坯连铸过程表面温度演变 Fig. 8 Evolution of surface temperatures during thin slab continuous casting of Qste380TM 而对于铸坯窄面，出结晶器后的凝固坯壳在窄面足辊区内受到 2 组足辊喷嘴冷却作用，铸坯窄 面中心的温度同宽面中心处的温度同步快速下降。然而，当铸坯出窄面足辊区后，由于坯壳窄面无 喷淋冷却作用，其温度整体快速上升，于液芯压下段内达到最高值约 1210 ℃。而后，随着凝固坯 壳厚度持续增加和热辐射作用，铸坯表面温度开始逐渐下降。当铸坯进入矫直区时，其窄面中心的 温度降至了约 990 ℃。 而对于铸坯角部，其温度整体低于铸坯宽面与窄面中心。铸坯出结晶器后，受窄面足辊区、 宽面足辊及格栅区综合强冷却作用，铸坯角部温度快速下降。当铸坯进入扇形 1 段（液芯压下段） 时，铸坯角部温度下降至最低值约 852 ℃。在该过程中，铸坯角部的平均冷却速率约为 3.9 /s ℃ 。 由图 3(a) Qste380TM 钢不同变形速率下的断面收缩率随温度变化测试结果可知，该温度下的铸坯在 较大变形速率条件下的断面收缩率仅约为 36%，铸坯角部极易因液芯压下变形受力而开裂并扩展成 裂纹缺陷。当铸坯离开液芯压下段后，铸坯角部在各冷却区内整体呈小幅波动上升趋势变化。在扇 形段 2~4 段的各段段末，铸坯角部的温度分别约为 901 ℃、903 ℃和 899 ℃，且在矫直全过程角部 温度均保持在 895 ℃以上。同样由图 3(a)可知，铸坯在矫直过程的断面收缩率＞57%，具有较高的 塑性。在设备精度满足要求的前提下，可以认为薄板坯连铸矫直过程应不会产生明显的角部横裂纹 缺陷。 3.3 液芯压下过程铸坯的应力演变 图 9 为 Qste380TM 钢薄板坯在 13.5 mm 液芯压下量连铸过程，铸坯内弧宽面等效应力演变。 在液芯压下段内，受铸辊周期性挤压作用，铸坯宽面应力均呈周期性波动变化。采用相同压下增量 ， 即各辊的压下增量均为 1.5 mm，铸坯宽面中心与 1/4 处的压下应力峰值变化较小，集中在 40~45 MPa 范围。而对于铸坯角部，由于其在液芯压下段内的温度较低，抗变形能力较大，压下过程的应 力峰值相比宽面中心与 1/4 显著增加，主要集中在 60~65 MPa 范围。结合图 3(a) Qste380TM 钢断面 收缩率、铸坯在液芯压下段及矫直过程的温度场演变可知，铸坯在液芯压下段内强受力与组织低塑 性应是造成薄板坯内弧侧边角裂纹的主因。 录用稿件，非最终出版稿
Wideface centerline ---1/4 of wide tace 70 -.--Slab comer 10 0501.61.301932.102.252.402552.70285 Distance below meniscus/m 图9Qste380TM钢薄板坯液芯压下过程应力演变 Fig.9 Evolution of Oste380TM thin slab stress during liquid core redu 4微合金钢薄板还地角纹控制 4.1纹控制策暗 版 由于造成微合金钢薄板坯边角裂纹的主因是铸坯角部凝固过程之相粒子沿组织晶界析出而脆化 晶界，铸坯受液芯压下大变形与应力作用而开裂。因此，提升铸坯角部在结晶器中上部及其出口以 下区域的冷却强度，弥散化其碳氮化物析出，是解决其边角裂纹的关键。结合生产实际，考虑铸坯 角部皮下10mm范围内的组织碳氮化物均弥散析出，需保证铸坯角部在结晶器内凝固全程冷速≥ 10℃s、结晶器出口至液芯压下段入口区域的平均冷速产15℃s。 由于现行结晶器上部铜板无法高效补偿凝固坯壳攻缩，致使保护渣膜与气隙在铸坯角部集中分 布，造成凝固坯壳角部无法高效传热。为此，研发可高效补偿凝固坯壳收缩的曲面结构铜板，均匀 并细小化结晶器角部区域的保护渣膜与气隙，是提开铸坯角部传热效率、弥散其高温段碳氮化物析 出的关键。因此，设计针对铸坯角部强冷却的新喷淋结构，强化结晶器出口区域铸坯角部冷却，是 实现铸坯角部低温段微合金碳氮化物弥散析出的保证。 然而，在实际连铸过程中，强化薄板坯角部冷却，将加剧其在液芯压下过程的应力，不利于裂 纹控制。改善铸坯窄面结构，促进箕在液芯压下过程金属宽展流动，是降低铸坯角部压下应力的有 效手段。为此，本文设计了如图0((b)所示的高斯凹型曲面结构结晶器和如图10(c)所示的针对 铸坯角部强喷淋的窄面足锟今湖结构。其中，高斯凹型曲面结晶器沿高度方向的补偿量为近似抛物 线分布结构，最大补偿值位距结晶器上口360mm高度处。 (a) ⊙ 图10高斯凹型曲面结晶器与窄面足辊强冷却喷淋.()高斯曲面结晶器示意图，(b)高斯曲面结晶器实物图：(c)窄面足 辊强冷却喷淋 Fig.10 Gaussian concave surface mold and cooling structure for mold narrow face rollers:(a)schematic for Gaussian concave surface mold;(b)practical Gaussian concave surface mold;(c)practical cooling structure for mold narrow face
1.50 1.65 1.80 1.95 2.10 2.25 2.40 2.55 2.70 2.85 0 10 20 30 40 50 60 70 80 Wideface centerline 1/4 of wide face Slab corner Equivalent stress /MPa Distance below meniscus /m 图 9 Qste380TM 钢薄板坯液芯压下过程应力演变 Fig. 9 Evolution of Qste380TM thin slab stress during liquid core reduction 4 微合金钢薄板坯边角裂纹控制 4.1 裂纹控制策略 由于造成微合金钢薄板坯边角裂纹的主因是铸坯角部凝固过程二相粒子沿组织晶界析出而脆化 晶界，铸坯受液芯压下大变形与应力作用而开裂。因此，提升铸坯角部在结晶器中上部及其出口以 下区域的冷却强度，弥散化其碳氮化物析出，是解决其边角裂纹的关键。结合生产实际，考虑铸坯 角部皮下 10mm 范围内的组织碳氮化物均弥散析出，需保证铸坯角部在结晶器内凝固全程冷速≥ 10 /s ℃ 、结晶器出口至液芯压下段入口区域的平均冷速≥15 /s ℃ 。 由于现行结晶器上部铜板无法高效补偿凝固坯壳收缩，致使保护渣膜与气隙在铸坯角部集中分 布，造成凝固坯壳角部无法高效传热。为此，研发可高效补偿凝固坯壳收缩的曲面结构铜板，均匀 并细小化结晶器角部区域的保护渣膜与气隙，是提升铸坯角部传热效率、弥散其高温段碳氮化物析 出的关键。因此，设计针对铸坯角部强冷却的新喷淋结构，强化结晶器出口区域铸坯角部冷却，是 实现铸坯角部低温段微合金碳氮化物弥散析出的保证。 然而，在实际连铸过程中，强化薄板坯角部冷却，将加剧其在液芯压下过程的应力，不利于裂 纹控制。改善铸坯窄面结构，促进其在液芯压下过程金属宽展流动，是降低铸坯角部压下应力的有 效手段。为此，本文设计了如图 10(a)、(b)所示的高斯凹型曲面结构结晶器和如图 10(c)所示的针对 铸坯角部强喷淋的窄面足辊冷却结构。其中，高斯凹型曲面结晶器沿高度方向的补偿量为近似抛物 线分布结构，最大补偿值位于距结晶器上口 360 mm 高度处。 图 10 高斯凹型曲面结晶器与窄面足辊强冷却喷淋. (a) 高斯曲面结晶器示意图; (b) 高斯曲面结晶器实物图; (c)窄面足 辊强冷却喷淋 Fig. 10 Gaussian concave surface mold and cooling structure for mold narrow face rollers: (a) schematic for Gaussian concave surface mold; (b) practical Gaussian concave surface mold; (c) practical cooling structure for mold narrow face (b) (c) (a) 录用稿件，非最终出版稿
rollers 4.2高斯凹型曲面结■器的传热 图11为高斯凹型曲面结晶器内，铸坯宽面与窄面角部区域保护渣膜分布。对于铸坯宽面，结 晶器不同高度处的保护渣膜分布趋势与窄面平面结晶器保护渣膜分布整体相似。但受新结品器窄面 上部锥度快速补偿作用，铜板较好支撑了铸坯窄面坯壳凝固，限制了铸坯宽面角部向坯壳窄面中心 方向扭转变形，铸坯角部与偏离角区的保护渣膜最大厚度分别减小了约10%和20%，一定程度改善 了铸坯宽面角部及其附近区域的传热条件。 0.7 0.7 -100mm below meniscus 400mm below meniscus 100mm below meniso 0.6 -.-700mm below meniscus -..-1000mm below meniscus .-1000mm helov 0.5 04 0.3 0 0 (a) (b) 10030400070 80 图11新结晶器内铸坯角部区域保护渣膜厚度分布.a宽面；(b)窄面 Fig.11 The distribution of mold flux film around slab corner mold:(a)wide face;(b)narrow face 而对于铸坯窄面，其保护渣膜厚度整体显著窄面平面结晶器的保护渣膜，最大值由约 0.45mm降至了约0.25mm,偏离角区的保护渣厚度亦由药0.7mm下降至了约0.3mm,降幅分别 达45%和57%，将大幅改善铸坯窄面角部区域传热。 图12为新结晶器下铸坯宽面与窄面角部气隙沿高度方向的分布。从图中可以看出，新结晶器 下的铸坯宽面与窄面角部气隙相比窄面平面结晶器的角部气隙均大幅减小，并以窄面高度的中部区 域降幅最为显著，气隙最大值由约0.28mm降至了约0.05mm。对于铸坯宽面角部，新结晶器下的 气隙亦平均整体减小近0.1mm。 录用稿 (a) (b) 000102031405 000102030405 hckness afarg即nm Thiessfrg牌hn 图12新结晶器内铸坯角部气隙分布.(a)宽面；(b)窄面 Fig.12 The distribution of air gap of slab corner in new mold:(a)wide face;(b)narrow face 图13为新结晶器内铸坯角部温度与冷速演变曲线。在新结晶器上部0~100mm高度范围，铸 坯角部快速从浇铸温度降至约1150℃，平均冷速达40Cs以上。而后随着铸坯继续下行凝固，虽 然冷速有所下降，但其全程均高于10Cs,满足含Nb、A等微合金碳氮化物高温弥散化析出 ≥5Cs冷速要求20,2)，有助于提高铸坯角部组织的高温塑性
rollers 4.2 高斯凹型曲面结晶器的传热 图 11 为高斯凹型曲面结晶器内，铸坯宽面与窄面角部区域保护渣膜分布。对于铸坯宽面，结 晶器不同高度处的保护渣膜分布趋势与窄面平面结晶器保护渣膜分布整体相似。但受新结晶器窄面 上部锥度快速补偿作用，铜板较好支撑了铸坯窄面坯壳凝固，限制了铸坯宽面角部向坯壳窄面中心 方向扭转变形，铸坯角部与偏离角区的保护渣膜最大厚度分别减小了约 10%和 20%，一定程度改善 了铸坯宽面角部及其附近区域的传热条件。 0 10 20 30 40 50 60 70 80 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 Thickness of mold flux film /mm Distance from slab corner /mm 100mm below meniscus 400mm below meniscus 700mm below meniscus 1000mm below meniscus 0 10 20 30 40 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 100mm below meniscus 400mm below meniscus 700mm below meniscus 1000mm below meniscus Thickness of mold flux film /mm Distance from slab corner /mm 图 11 新结晶器内铸坯角部区域保护渣膜厚度分布. (a) 宽面; (b) 窄面 Fig. 11 The distribution of mold flux film around slab corner in new mold: (a) wide face; (b) narrow face 而对于铸坯窄面，其保护渣膜厚度整体显著小于窄面平面结晶器的保护渣膜，最大值由约 0.45 mm 降至了约 0.25 mm，偏离角区的保护渣厚度亦由约 0.7 mm 下降至了约 0.3 mm，降幅分别 达 45%和 57%，将大幅改善铸坯窄面角部区域传热。 图 12 为新结晶器下铸坯宽面与窄面角部气隙沿高度方向的分布。从图中可以看出，新结晶器 下的铸坯宽面与窄面角部气隙相比窄面平面结晶器的角部气隙均大幅减小，并以窄面高度的中部区 域降幅最为显著，气隙最大值由约 0.28 mm 降至了约 0.05 mm。对于铸坯宽面角部，新结晶器下的 气隙亦平均整体减小近 0.1 mm。 0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 1000 900 800 700 600 500 400 300 200 100 0 Distancebelowmeniscus/mm Thickness of air gap /mm Conventional mold New mold 0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 1000 900 800 700 600 500 400 300 200 100 0 Conventional mold New mold Distancebelowmeniscus/mm Thickness of air gap /mm 图 12 新结晶器内铸坯角部气隙分布. (a) 宽面; (b) 窄面 Fig. 12 The distribution of air gap of slab corner in new mold: (a) wide face; (b) narrow face 图 13 为新结晶器内铸坯角部温度与冷速演变曲线。在新结晶器上部 0~100 mm 高度范围，铸 坯角部快速从浇铸温度降至约 1150 ℃，平均冷速达 40 /s ℃ 以上。而后随着铸坯继续下行凝固，虽 然冷速有所下降，但其全程均高于 10 /s ℃ ，满足含 Nb、Al|等微合金碳氮化物高温弥散化析出 ≥5 /s ℃ 冷速要求[20, 21]，有助于提高铸坯角部组织的高温塑性。 (a) (b) (a) (b) 录用稿件，非最终出版稿
1800 1500 -Temnaetature ----Cooling rate 120 100 1300 0 120 60 100 40 1000 20 900 800 0 广1000 图13新晶器内铸坯角部温度与冷却速度演变 Fig.13 Evolutions of temperature and cooling rate of slab corner in new mold 4.3窄面足氯圆冷区德还的热力学行为 图14为窄面足辊强冷配水工艺下薄板坯角部温度与冷速演变。实施新冷却艺后，出结晶器 后的铸坯角部在窄面与宽面足辊区强冷却作用下快速下降，当铸坯凝固④窄面足辊强冷却区出口时， 铸坯角部温度下降至约727℃的最低点，如图14()所示。在该强冷却过程，铸坯角部冷速大于20 ℃s,如图14(b)所示。结合高斯凹型曲面结晶器内的铸坯角部冷速演变，铸坯角部凝固至窄面足辊 强冷区出口的温度涵盖了含Nb、A1等碳氮化物的整个析出温度区X且全程冷速均高于I0℃s,可 显著弥散化其微合金碳氮化物析出，整体提高组织塑性。同时，当铸还进入矫直区， 其角部温度达 860~880℃范围。由图3(b)强冷条件下Qste380TM钢断面收缩率测试结果可知，铸坯角部组织在该 温度区间内矫直过程的断面收缩率可达70%以上，满足高塑性矫直的要求。 160 130 End of hard cooling- 100 00 900 300 00 10 1.11213 1.4 1.5(b) Distance below meniscus /m 图4衡板坯窄面足辊强冷新工艺下铸坯二冷温度场演变 Fig.14 Evolutions of temperature and cooling rate of slab corner during secondary cooling 图15(a)为高斯凹型曲面结晶器与窄面足辊强冷作用下的铸坯宽面应力演变。虽然铸坯在液芯 压下段内的角部温度仪为727~810℃范围，相对于传统薄板坯连铸二冷工艺下的930~852℃温度区 显著降低，伯田窄面高斯外凸形状铸坯在液芯压下过程金属更易宽展流动（压下后的铸坯窄面形 貌如图15b)所示广， 铸坯在液芯压下段仅入口处因角部温度较低出现了约65MP的应力峰值，与 传统薄板坯连铸二冷工艺下的铸坯角部压下应力峰值相当。而当铸坯进入液芯压下段中下部时，受 铸坯角部温度快速回升作用，液芯压下应力峰值降至约51~55MP,相比传统薄板坯连铸二冷工艺 下的压下应力峰值降低了近20%，有利于防止铸坯角部裂纹产生
0 200 400 600 800 1000 800 900 1000 1100 1200 1300 1400 1500 1600 Temperature /℃ Distance below meniscus /mm Temperature 5 /s ℃ -20 0 20 40 60 80 100 120 140 Cooling rate Cooling rate/℃/s 图 13 新晶器内铸坯角部温度与冷却速度演变 Fig. 13 Evolutions of temperature and cooling rate of slab corner in new mold 4.3 窄面足辊强冷区铸坯的热/力学行为 图 14 为窄面足辊强冷配水工艺下薄板坯角部温度与冷速演变。实施新冷却工艺后，出结晶器 后的铸坯角部在窄面与宽面足辊区强冷却作用下快速下降，当铸坯凝固至窄面足辊强冷却区出口时 ， 铸坯角部温度下降至约 727 ℃的最低点，如图 14(a)所示。在该强冷却过程，铸坯角部冷速大于 20 ℃/s，如图 14(b)所示。结合高斯凹型曲面结晶器内的铸坯角部冷速演变，铸坯角部凝固至窄面足辊 强冷区出口的温度涵盖了含 Nb、Al 等碳氮化物的整个析出温度区，且全程冷速均高于 10 /s ℃ ，可 显著弥散化其微合金碳氮化物析出，整体提高组织塑性。同时，当铸坯进入矫直区，其角部温度达 860~880 ℃范围。由图 3(b)强冷条件下 Qste380TM 钢断面收缩率测试结果可知，铸坯角部组织在该 温度区间内矫直过程的断面收缩率可达 70%以上，满足高塑性矫直的要求。 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 700 800 900 1000 1100 1200 1300 1400 1500 1600 Hard cooling zone Straightening zone Temperature /℃ Distance below meniscus /m 727℃ Liquid core reduction zone 1.0 1.1 1.2 1.3 1.4 1.5 -40 -30 -20 -10 0 10 20 30 Distance below meniscus /m Cooling rate /℃/s End of hard cooling 图 14 薄板坯窄面足辊强冷新工艺下铸坯二冷温度场演变 Fig. 14 Evolutions of temperature and cooling rate of slab corner during secondary cooling 图 15(a)为高斯凹型曲面结晶器与窄面足辊强冷作用下的铸坯宽面应力演变。虽然铸坯在液芯 压下段内的角部温度仅为 727~810 ℃范围，相对于传统薄板坯连铸二冷工艺下的 930~852℃温度区 显著降低，但由于窄面高斯外凸形状铸坯在液芯压下过程金属更易宽展流动（压下后的铸坯窄面形 貌如图 15(b)所示），铸坯在液芯压下段仅入口处因角部温度较低出现了约 65 MPa 的应力峰值，与 传统薄板坯连铸二冷工艺下的铸坯角部压下应力峰值相当。而当铸坯进入液芯压下段中下部时，受 铸坯角部温度快速回升作用，液芯压下应力峰值降至约 51~55 MPa，相比传统薄板坯连铸二冷工艺 下的压下应力峰值降低了近 20%，有利于防止铸坯角部裂纹产生。 (a) (b) 录用稿件，非最终出版稿