《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)