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摘要：在论述连铸轴承钢的凝固过程、结构和其碳化物属性的基础上，概述了发达国家改善连铸轴承钢碳化物不均匀性的方法和途径。

　 关键词：高碳铬轴承钢；连铸；模铸；碳化物

1 前言

　 近二十年来，在国外冶金工作者的不懈努力下，连铸轴承钢技术取得了显著进展：钢中残余元素和有害元素及夹杂物含量明显下降、连铸轴承钢的纯洁度已超过模铸材、钢中碳化物不均匀性得到显著改善以及其疲劳寿命也大于模铸材。在一定压缩比的条件下，连铸轴承钢材可用于滚动体的制造。

2 连铸轴承钢的凝固过程和结构及其碳化物属性

2.1 连铸轴承钢的凝固过程

　 从本质上讲，方坯连铸轴承钢的凝固过程与一般的低合金钢的凝固过程是一样的，即有：1)柱状晶均匀生长；2)某些柱状晶优先生长；3)柱状树枝晶搭接成桥；4)小锭凝固并产生缩孔。

　 轴承钢固液两相区温度区间达到131℃。因此。中等过热的钢液也有其柱状晶强烈增大的趋势，在凝固后期由于连铸坯断面中心柱状树枝晶的搭接、等轴树枝晶不足或体积减少而形成了小钢锭的凝固结晶现象，由此产生铸坯的中心疏松与偏析，即具有小钢锭结构机理。

　 另一方面，由于连铸轴承钢是含有铬元素的过共析钢，因此，在连铸坯的凝固结晶过程中，不可避免地产生碳化物。当然，钢液中还存在一些杂质元素或化合物(如C、S、P、0、氧化物、硫化物)，在固液界面上产生溶解平衡移动。与此同时，从柱状晶粒析出的溶质元素或化合物排到尚未凝固的金属液中，最后随结晶的继续进行，把聚集的溶质推向最后凝固区中心，即产生铸坯的中心偏析。其偏析是与内部夹杂和疏松相伴生的，即具有溶质元素偏析机理。

2.2 连铸轴承钢的凝固结构

　 实际的连铸轴承钢方坯纵向中心的断面情况如图1所示。由图1可知，其凝固结构具有纵向断续性的小空洞的特点。

图1 140方连铸轴承钢方坯纵向铸态组织

　 对2.6吨钢锭和230×230㎜连铸坯的碳化物进行了相同截面上的中心、中间和外侧的比较，如图2所示。　　　

　 由图2可知：A)从纵向上看，连铸轴承钢坯的碳化物的均匀性大大优于模铸轴承钢锭；B)从横向上看，连铸轴承钢坯的碳化物的数量也远远低于模铸钢锭(指大于5u的碳化物)；C)连铸轴承钢坯的碳化物的数量(指大于5u的碳化物)在中心居多，这一点与模铸钢锭的特点是一样的。

图2 大型碳化物夹杂（大于5u）在2.6吨钢锭和230×230㎜连铸截面上的分布频率

2.3 连铸轴承钢碳化物的属性

　 在连铸轴承钢方坯上，用SEM(扫描电镜)/EDS(能量扩散分光仪)进行了点定量分析，调查了铬的浓度。并发现，在连铸坯中心偏析部生成共晶组织，而在其它部位则不生成，共晶组织由铬的富集碳化物和金属相组成。碳化物中的碳浓度约为1.6％，从铬的浓度、组织形态及腐蚀状况可推定为Fe3C。

　 采用特种腐蚀以及x射线摄谱法(MS一46微型探测器)和x光结构分析法，对连铸轴承钢坯的晶轴间的析出剩余相进行了研究，发现：在晶轴间的析出剩余相中存在复杂的共晶结构；在碳化物的发亮部分，碳和铬的含量较高，而在发暗部分，碳和铬的含量较低。在所有浇铸方案的金属显微组织中，均发现有此种共晶碳化物。而且，在晶轴间的析出剩余相中碳、铬、硫、鳞含量剧增。

3 发达国家改善连铸轴承钢的碳化物的方法和途径

3.1 炼钢一连铸方面的方法和途径

3.1.1 提高钢液纯洁度

　 钢中残余元素Ni、Cu和有害元素P、As、Sn、Sb、Bi、Pb可导致轴承材料加工中的热脆裂纹，同时，也能加强晶界偏聚。P、As、Sn、Sb等在低夹杂物含量的钢中，在晶界的偏析与富集更为明显。

　 钢中磷不仅能加剧液析碳化物的生成，而且能加剧奥氏体化时的二次碳化物的析出。

　 对含0.018％和0.004％的硫的轴承钢连铸坯的偏析程度比较表明：低S含量的柱状和轴向区域中的偏析程度明显较低。凝固过程中随S含量的增加而硫化物、碳化物分布的平均尺寸增加，故纵向偏析增加。为了改善连铸轴承钢的碳化物，必须尽可能降低硫含量。

　 氧化物夹杂是轴承钢中最具危害性的，对疲劳破坏有显著的影响。氧化物夹杂尺寸越大，引起的应力集中也越强。

　 在氧化物夹杂中，球状不变形D类夹杂物比B类夹杂物对接触疲劳寿命更为有害。

　 无论D类夹杂物还是B类夹杂物在钢中生成均离不开钢中的氧。氧含量越高，不仅造成氧化物夹杂数量增多，而且氧化物夹杂尺寸增大，偏析较严重，夹杂级别增高，因而对疲劳寿命的危害也就加剧。因此，要努力降低钢中的氧。

　 Ti(C、N)夹杂物具有很高的刚性，并在几何形状上呈棱角状，因而在基体中具有极易造成应力集中诱导疲劳裂纹。随Ti含量增高Ti(c、N)颗粒不仅大大增高，而且Ti(C、N)的级别也明显增高，疲劳寿命降低。因此，要努力降低钢中的钛。

3.1.2 实施钢流保护

　 轴承钢钢液的保护浇铸涉及：1)钢包滑动水口的自动引流和钢包内钢液量的合理控制；2)大包到中间包的铸流的保护套管和吹氩保护；3)中间包内钢流的稳定流态和中间包内钢液量的合理控制；4)浸入式水口的选型；5)结晶器保护渣的选型；6)结晶器液位的合理控制。从改善连铸轴承钢碳化物的角度出发，最重要的是，钢流尽可能不受污染和尽可能处于稳定状态。同时，过热度尽可能低。

3.1.3 降低和稳定过热度

　 进入结晶器的钢水温度低，钢液结壳后，铸坯中心未凝固的钢水的温度接近于固相线温度，从而扩大中心的等轴区域，良好的大面积等轴晶组织抑制了铸坯的中心偏析。

　 连铸高碳铬轴承钢的浇注温度从1520℃下降到1470℃，连铸坯中的枝状晶区长度可从40mm下降到10mm。

　 浇注过程中的过热度的相对稳定对改善中心偏析和纵向偏析也很重要。为此，有厂家通过对钢包和中间包的内衬进行有效的天然气烘烤，使钢包和中间包的内衬温度达到1200℃以上，使中间包内的钢液温度波动范围在70分钟的浇注时间内仅为5℃。

　 使中间包钢水的过热度有效地控制在10一15℃的最好办法是在中间包上采用等离子或感应加热措施。例如日本大同特钢的知多厂为了改善连铸轴承钢的中心偏析，于1992年，在新建的2号连铸机上安装了中间包等离子加热装置。

　 目前，中间包等离子加热技术已在日、美、意、德、法等国家的16家钢厂得到工业大规模应用。

3.1.4 选用合适的电磁搅拌

　 采用电磁搅拌技术可降低连铸坯的中心偏析程度，碳化物的尺寸也有细化的倾向。

　 单一的结晶器电磁搅拌技术当然能大大改善铸坯中心的碳化物，但对高碳铬轴承钢而言，其中心区的偏析仍然较大。

　 为了获得大而十分均匀的中心等轴晶区，往往要采用两种电磁搅拌装置，从而获得结构均匀，无中心疏松的结晶组织。

　 采用MEMS，可使坯壳生成比较均匀，而且，表面层中渣量的减少有利于坯壳生长。因为渣有绝热作用，会阻碍坯壳的生长。

　 采用SEMS，最大的碳偏析值，可从1.68减至1.38。

　 采用FEMS，能够打断中心部位架桥，较好地补给由于凝固收缩所需的钢液。

　 值得一提的是，组合搅拌技术的搅拌强度的控制是十分重要的。搅拌强度过大，会形成严重的白亮带现象或V型偏析。搅拌强度过小，则达不到减轻偏析的目的。

　 265mm²大方坯的铸态组织，由于冷却条件优化，尤其是在凝固过程中采用了电磁搅拌，显微组织有了很大的改善。但是，具有微小缩孔的明显中心偏析以及粗大碳化物的析出仍不能完全避免。

3.1.5 二冷和拉速

　 相同冷却条件下，适当降低拉速有利于缩短固液区间长度，从而抑制枝状晶的长大，有利于减小中心偏析。而适当提高二次冷却强度除了能细化组织晶粒外，还能缩短液相深度，增加坯壳厚度。

3.1.6 采用液相穴区的压下技术

　 对于象轴承钢这样的组织要求较高的特殊钢来讲，对易产生偏析的液相穴区进行压下处理。这是因为在连铸坯凝固过程中，由于导辊之间铸坯产生鼓肚引起的坯壳内的容积变化和补偿凝固收缩，导致因残留钢液的宏观流动引起的中心偏析。

　 1)轻压下技术

　 根据中心偏析发生的机理，控制铸坯凝固末端的凝固过程，可以有效地控制中心偏析发生的程度。轻压下技术就是根据这个原理在连铸过程中控制中心偏析的自然发生，其基本原理如图3所示。

图3 轻压下技术控制中心偏析的原理

　 铸坯坯壳在完全凝固前受到外部均匀压力作用，防止了铸坯冷凝收缩产生的负压，阻止了铸坯因冷凝收缩或鼓肚产生的钢液横向流动，促使铸坯中心区域富含杂质元素的钢液回流并可能重新在固液两相区间分配，从而使凝固末端凝固更均匀致密。这就大大地减轻了中心偏析和中心疏松的程度。

　 轻压下技术对解决高碳铬轴承钢的中心偏析与疏松有着最显著的效果，已被公认为是控制高碳铬轴承钢中心偏析最有效的工艺方法。但由于该技术的准确应用难度较大，要想取得理想的效果，必须精确地控制浇注工艺参数、凝固条件、压下区间铸坯中心的固相率，匹配好拉坯速度与压下速度。任何一方面控制不合适，不但不能起到改善中心偏析的作用，而且极易造成铸坯中心裂纹。因此在采用轻压下技术的同时，往往还配备中间包等离子加热技术，电磁搅拌技术，从而确保最佳工艺条件下的最佳压下位置。

　 2)大直径辊压下技术

　 与普通辊的轻压下技术相比，大直径辊压下技术可充分保证铸坯内部变形量，而且凝固界面的崎变也较小。图4示出大直径辊强压下装置的剖面图。当采用大直径辊压下时，以较小的压下量就能改善中心偏析。另外，由于在等轴晶区内压下，有助于减轻铸坯的内裂纹。

图4 大直径辊强压下装置的剖面图

　 3)连续锻压技术

　 连续锻压技术是利用装有异形锻头的锻压装置对液相穴端进行连续锻压，使凝固末端的固熔共存层压合在一起，可有效地使浓缩的钢液和破碎的晶粒向上移动，同时，大压下变形还可以防止铸坯内裂。图5是液压式大压下连续锻压示意图。

图5 液压式大压下的连续锻压示意图

3.2 加热-轧制方面的方法和途径

3.2.1 高温扩散

　 对于轴承钢连铸坯来讲，无论其炼钢-连铸工艺怎样优化，无论其连铸坯是热送还是冷送于轧制前的加热炉中，其连铸坯凝固后的组织仍是具有共晶特点的铸态组织。因此，必须在轧制前通过高温均热扩散使共晶组织基本消除。

　 德国克虏伯公司为了研究连铸坯的高温退火对其偏析的影响，将两段同一流股上的钢在1150℃×90min和1190℃×90min两种不同条件下分别进行退火。试验表明，稍高温度的退火段的碳偏析程度明显优于低温退火段的碳偏析程度，如图6所示。

图6 不同退火温度的碳偏析比较

　 法国Ascometal公司进行了模铸材和连铸材的碳化物分布测定，结果如表1所示。由表1可知，连铸材的碳化物与模铸材无明显差别。

表SEPl520标准对管材中碳化物分布评定结果

3.2.2 压缩比

　 压缩比的选择，国外的意见很不一致，其原因是：1)一般来讲，压缩比的选择，在新建生产线的品种结构中，是针对某一钢种的用途而决定的。2)在新建生产线的工程设计中已是明确了的压缩比，往往会随着目标市场的转移和客户群的变迁而变化。3)随着钢液纯洁度的不断提高和轴承钢连铸坯质量以及对轴承钢连铸坯的认识的不断深入，人们对轴承钢连铸坯压缩比有逐渐变小的趋势。例如，欧州发达国家希望连铸坯断面在240㎜以下。

　 从质量角度出发，较大的压缩比有利于连铸材心部缺陷的改善。从生产成本角度出发，较小的压缩比为轴承钢连铸材的一火成材提供了必要条件。因此，一般来讲，应结合实际，综合考虑流程、品种组距及其用途、钢液精炼水平-连铸工艺成熟度。连铸坯质量跟踪系统可靠性和生产成本等因素，科学而合理地选择压缩比。

4 结论

　 (1)连铸轴承钢的凝固过程具有小钢锭结构机理和溶质元素偏析机理的特征。其凝固结构具有纵向断续性的小空洞的特点。其钢坯中心的碳化物是共晶碳化物，分子式为Fe3C；在晶轴间的析出剩余相中碳、铬、硫、鳞含量较高。连铸轴承钢坯的碳化物的分布和尺寸无论在纵向上还是横向上均大大优于模铸轴承钢锭。

　 (2)改善论连铸轴承钢的碳化物的常用方法和途径有：提高钢液纯洁度；实施钢流保护；降低和稳定过热度；选用合适的电磁搅拌、二冷和拉速工艺制度；采用液相穴区的压下技术；选用合适的加热高温扩散工艺制度和轧制压缩比

摘要：异型坯连铸生产存在诸多特点：铸坯横向表面温度严重不均匀；比表面积较大，冷却速度快，在矫直区表面温度易低于900℃，处于大部分钢种的低温脆性区；冶金长度短；坯壳生长不均匀：结晶器内坯壳应力应变复杂，腹板表面、R角和翼缘端部表面受到较强的拉应力；翼缘窄面侧柱状晶带最宽，R角处柱状晶带厚度次之，再其次是腹板处，翼缘端部柱状晶带最窄；翼缘窄面侧、R角处和腹板处柱状晶较粗，翼缘端部柱状晶最细小；铸坯中大型夹杂物数量较多；异型坯连铸生产对精炼和连铸工艺均具有较高的要求。

关键词：异型坯：连铸；特点

　 采用近终形异型坯代替方坯生产型钢，可显著减少开坯机轧制工作量，节省轧制和加热能耗，改善表面质量。近年来，近终形异型坯连铸在国内外发展较为迅速。

　 与常规铸坯(板坯、方坯、园坯)连铸相比，近终形异型坯连铸具有许多显著特点：

　 (1)浇铸断面复杂，结晶器形状和二冷区支撑辊的支撑形式特殊。结晶器内腔为H型，并常采用双锥度；根据鼓肚凝固特征，异型坯连铸机夹辊在铸机上、中和后部的布置方式也各不相同。

　 (2)常采用敞开式浇铸。由于异型坯的腹板和翼缘壁较薄，要求中间包水口的钢液铸流尽量靠近结晶器钢液面，减少注流对初生坯壳的冲击作用。因此，许多厂家为减小从中间包底面到结晶器钢液面之间的距离，采用半敞开式水口。

　 (3)常采用双水口浇铸。异型坯连铸多采用每流两个水口的敞开式浇铸方式，但随着坯形的近终化和品种、质量要求的提高，也发展了单水口浇铸、浸入式水口浇铸和半敞开式水口浇铸。

　 (4)轧制生产中缺陷发生率高，成材率低。与板坯轧制生产各种板材、方坯轧制生产各种长才相比，异型坯在轧制成型钢的生产中，裂纹、结疤、掉肉等各种缺陷发生率高，成材率低。

　 除了这些外在的显著特点，异型坯在生产中还存在一些不易被观察或注意到的特点，且常常对异型坯质量及生产工艺控制存在重要的影响。

1 连铸过程中异型坯表面温度分布特点

　 (1)表面温度分布严重不均匀

　 铸坯表面温度分布对铸坯质量存在显著影响，连铸生产中希望铸坯表面温度均匀，波动及反复小，在二冷区处于浇铸钢种的高温塑性区。

　 由于形状简单，方坯、板坯和矩形坯，通过喷嘴的合理布置，很容易使铸坯表面温度趋于均匀，在浇铸方向波动小，在二冷区及矫直区处于高温塑性区。但近终形异型坯，由于形状复杂，表面的法线方向各不相同，很难通过合理的喷嘴布置，使异型坯表面均匀冷却；同时，由于液芯距表面各处的距离差别很大，结晶器中射流也较特殊，铸坯横向表面常常存在较大的温度差。

　 图1是马钢异型坯产量最大的钢种SS400连铸生产中表面温度数值模拟和现场测试结果。该结果表明在结晶器中，异型坯坯壳表面温度较为均匀，腹板表面中心、内缘R角及窄面表面中心的温度趋于一致，但翼缘端部，由于受到三个方向的冷却，温度较低；在二冷区，翼缘端部温度仍较低，但铸坯腹板中心和窄面中心表面温度下降较快，内缘R角温度下降比较平缓。结果是在二冷区，异型坯内缘R角附近的表面温度存在较为剧烈的变化(见图2)，该处已有裂纹较易扩展。

图1 SS400腹板中心、内缘处、翼缘端部和翼缘窄面中心温度

变化(1～5线分别代表腹板中心表面、R角、翼缘端部、窄面中心及液芯的温度)

图3 25#支撑辊处SS400异型坯坯壳截面温度数值模拟结果

(2)矫直区铸坯表面温度较低

　 同时，异型坯表面积大，散热条件好，铸坯温度下降较快，结果是在矫直区，铸坯表面温度容易低于900℃，常处于各钢种的低温脆性区，致使矫直过程中铸坯已有表面裂纹较易扩展。

2 连铸过程中异型坯凝固特点

　 (1)结晶器中坯壳厚度容易不均匀

　 由于在结晶器角部和平面部位冷却效果不同，连铸中结晶器里坯壳并不均匀，板坯和矩形坯的坯壳常在铸坯偏角区域较薄。

　 异型坯连铸用结晶器内腔形状较为复杂，结晶器中存在12个面和12个拐角，较板坯和方坯结晶器的4个面和4个拐角多得多，因此在结晶器中坯壳更为不均匀。又由于近终形连铸，内腔较薄，坯壳厚度不仅受结晶器形状影响，而且结晶器内的流场分布对异型坯坯壳厚度的影响也较大。

　 图4a、4b和4c分别为结晶器锥度较小、较大和适中时结晶器出口处异型坯坯壳厚度的数值模拟结果。

图4a锥度过小时结晶器出口处坯壳厚度

图4b锥度过大时结晶器出口处坯壳厚度

图4c锥度合理时结晶器出口处坯壳厚度

图4不同结晶器锥度条件下结晶器出口处异型坯厚度数值模拟结果

　 异型坯连铸中水口结构对异型坯坯壳也存在明显影响。异型坯连铸常采用直孔水口和有三个侧开孔的水口。理论上三孔水口对结晶器中钢液合理流动有利，但三孔水口的寿命较短，水口头部容易掉落，引起漏钢。数值模拟结果表明(见图5a和5b)，与三孔水口相比，采用直孔水口，结晶器出口处坯壳厚度极不均匀，在翼缘与腹板的交接处，坯壳最薄。

图5a采用直孔水口连铸时结晶器出口处SS400坯壳厚度

图5b采用三孔水口连铸时结晶器出口处SS400坯壳厚度

结晶器中坯壳不均匀的结果是坯壳收缩时，坯壳薄弱处容易产生裂纹。

　 (2)冶金长度短

　 异型坯翼缘的尺寸较大，因此异型坯连铸机的弧度半径也常较大，如马钢和莱钢异型坯连铸机的弧度半径分别10.0和12.0m，但异型坯表面积大，散热条件好，在二冷区内就能完全凝固，冶金长度短。因此异型坯矫直一般为固相矫直，矫直时的许用应变较大，对矫直有利。

3 结晶器中异型坯横截面应力应变特点

　 与常规铸坯不同，异型坯在结晶器中除了受到热应力、摩擦力、钢水静压力外，坯壳在凝固收缩时还常受到结晶器壁对翼缘的支撑力。加上坯壳温度和厚度较不均匀，结晶器中异型坯横截面应力应变分布较为复杂。

　 图6是马钢SS400异型坯在结晶器出口处横截面上应力应变的数值模拟结果。由图可知，异型坯腹板表面和翼缘端部，主要承受X方向的拉应力，翼缘内侧和窄面主要承受y方向的拉应力；坯壳中应力分布不均匀，腹板、内缘R角及翼缘端部受到的应力较大。

图6a结晶器出口处坯壳内X方向应力分布(拉速0.78m/min，钢种SS400)

图6b结晶器出口处坯壳内Y方向应力分布(拉速0.78m/min，钢种SS400)

4 铸坯低倍组织特点

　 和常规铸坯一样，异型坯也是由激冷层、柱状晶和中心等轴晶组成。但由于冷却不均匀、铸坯厚度不均匀、以及液芯位置和形状的特殊性，异型坯凝固组织也不均匀，腹板、R角及翼缘端部和翼缘窄面各处的柱状晶带宽度、柱状晶的粗细存在较大差别。

　 图7a一7c分别为异型坯腹板、翼缘外弧侧和内弧侧的凝固组织。由异型坯外侧到中心，凝固组织可分为激冷层、第一柱状晶带、柱状晶和等轴晶混合带、第二柱状晶带和等轴晶区5个区域，其中柱状晶带比例最大，中心等轴晶比例较少，激冷层最薄。由图可以发现异型坯在翼缘窄面侧柱状晶带最宽，R角处柱状晶带厚度次之，再其次是腹板处，翼缘端部柱状晶带最窄；翼缘窄面侧、R角处和腹板处柱状晶较粗，翼缘端部柱状晶最细小。

图7a SS400腹板凝固组织

图7b SS400翼缘外弧侧凝固组织

图7c SS400翼缘内弧侧凝固组织

　 柱状晶带的宽度和粗细与凝固前沿的温度梯度有很大关系，温度梯度大有利于柱状晶的生长。由图3可见，异型坯窄面侧凝固前沿温度梯度最大，R角处凝固前沿温度梯度次之，腹板的凝固前沿温度梯度较小，翼缘端部温度梯度最小，因此，异型坯中上述各处的柱状晶发达程度也存在相应的差别。

5 铸坯中夹杂物特点

　 异型坯连铸常采用双水口浇铸，保护浇铸较为困难，因此浇铸方式常为敞开式浇铸或半敞开式浇铸。双水口敞开浇铸的一个显著特点是钢水二次氧化严重，钢水冲击深度较深，夹杂物在结晶器中难以上浮，铸坯中大型夹杂物数量较多。

　 在2005年以前，马钢异型坯常用双水口半敞开式浇铸，SS400和55C铸坯中大型夹杂的含量分别为82.1和133.52mg/10kg钢，显著高于常规铸坯的l～20 mg/10kg钢。图8是SS400 H型钢中大型硅酸盐夹杂较为严重的局部区域扫描电镜照片，该区域的裂纹可能与这些夹杂物有关。目前，马钢已成功开发出异型坯双水口保护浇铸工艺。

图8 SS400 H型钢中硅酸锰夹杂及裂纹形貌

6 对钢水质量、连铸工艺和设备的较高要求

　 异型坯形状独特，有12个面和12个角，连铸生产中横向表面温度极不均匀，应力、应变状况复杂，因此对冶炼、连铸工艺和设备均有较高要求。

　 (1)钢水质量

　 研究马钢H型钢缺陷产生原因的生产工艺调研表明：浇铸钢水的C、S和P含量、Mn/S比值、温度等工艺因素对异型坯轧后冶废率均存在显著影响。

　 异型坯轧制生产中冶废率较高的一个重要原因是将异型坯作为常规铸坯生产，对钢水C、S、P、Mn/S比的控制按常规钢种的标准或客户的要求控制。普通钢种的异型坯生产如SS400、Q345等，除了吹氩，常不采取其它精炼手段，浇铸钢水的S、P较高，C含量接近包晶反应严重的成分范围，结果是异型坯的缺陷较高，轧制生产中冶废率显著高于常规铸坯的轧制。

　 马钢异型坯的生产统计表明，经过LF的简单处理后，异型坯的轧制冶废率就得到明显降低；采用渣洗和保护浇铸后，冶废率进一步降低。由此可见，高质量的钢水对异型坯的生产非常重要，在生产中钢水质量的控制、特别是S、P、C的控制应高于客户的要求和相关国家标准规定。

　 (2)连铸工艺

　 研究表明保护渣性能、水口形状和插入深度、钢水过热度、二冷强度，拉速等连铸工艺因素对异型坯表面缺陷有显著影响；并且钢水过热度、二冷强度和拉速等工艺因素对异型坯内部缺陷也有明显影响；保护浇铸状况则明显影响铸坯清洁度。因此，为了保障异型坯的质量，必须针对具体生产条件对连铸工艺进行优化，优选适宜的连铸生产工艺。

　 (3)连铸设备

　 异型坯连铸用结晶器采用双锥度，由于结晶器锥度对坯壳厚度和应力影响非常显著，合适的锥度是降低异型坯表面裂纹发生率前提条件。

　 二冷区异型坯的支撑方式不同于常规铸坯，支撑对内部质量有明显影响。

　 另外，结晶器是否定位和各二冷段对弧是否准确、支撑辊润滑是否良好、辊缝是否合适等对异型坯的表面质量也存在明显影响。

7 结论

　 (1)异型坯连铸生产存在诸多不易观察或发现的特点：铸坯横截面表面温度严重不均匀，在矫直区表面温度易低于900℃，处于大部分钢种的低温脆性区：结晶器中坯壳常不均匀，比表面积较大，冷却速度较快，冶金长度较短；结晶器内坯壳应力应变分布复杂，腹板表面、R角和翼缘端部表面受到较强的拉应力；翼缘窄面侧柱状晶带最宽，R角处柱状晶带厚度次之，再其次是腹板处，翼缘端部柱状晶带最窄；翼缘窄面侧、R角处和腹板处柱状晶较粗，翼缘端部柱状晶最细小；大型夹杂物数量较多。

　 (2)异型坯生产对精炼、连铸和设备均具有较高的要求

应广大读者要求提供部分资料下载:

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M30Mn2锚链钢连铸坯表面裂纹原因分析
杜显彬，周平，朱伟华，衣中文，曹玉红
（莱芜钢铁集团有限公司，山东 莱芜 271104）
摘　要：莱钢特殊钢厂采用电炉短流程试制生产M30Mn2锚链钢，红坯热送成材后出现比较严重的表 面裂纹。分析认为其主要原因是 热装热送工艺不完善，铸坯在两相转变温度区热送，钢的热脆性 造成了大量的裂纹源，在轧制成材过程中裂纹进一步扩展，而且带状组织没有明显得到改善。 同时提出了低温热装、高温加热、轧后充分冷却等控制裂纹产生的工艺改进措施。
关键词：锚链钢；连铸坯；表面裂纹；热送热装
中图分类号：TG142.21　　 文献标识码：B　　 文章编号：1004-4620（2003）06-0052-0２
Analysis of Surface Crack Produced in Hottransporting and Hot-charging Process on M30Mn2 Anchor Chain Steel
DU Xian-bin, ZHOU Ping, ZHU Wei-Hua, YI Zhong-Wen,CAO Yu-hong
（Laiwu Iron and Steel Co. Ltd.，Laiwu 271104, China）
Abstract：Trial product M30Mn2 anchor chain steel that appears serious surface crack after hot-transporting is produced by electric arc furnace with short route in the special steel works of Laigang. The main cause is unperfect hot-transporting and hot-charging process which cau ses a lot of crack source expanding during rolling process and the strip structure can't improve obviously.The efficient process improved measures included low temperature hotcharging, high temperature heating, enough cooling after rolled and so on are pointed out.
Keywords：anchor chain steel；surface crack；hot-transporting and hot-charging； continuous casting slab
　　2003年5月份，莱芜钢铁股份有限公司特殊钢厂（简称莱钢特钢厂）采用50tUHP(EBT)-50tLF-连铸工艺替代原有的模铸工艺试制生产M30Mn2三级锚链钢。由于采用连铸新工艺，在生产过程中遇到了一些质量问题，特别是φ98～φ105mm大规格圆钢在热装热送试行过程中，表面裂纹严重。为此，从材料本身特性和冶炼及轧制工艺控制等方面进行综合分析，提出了工艺改进与裂纹控制措施。
1　检验内容及结果
　　裂纹比较严重的各炉次化学成分均能够满足莱钢内控标准。
　　经检验，各炉次低倍组织良好，钢材的组织致密、均匀，不存在缩孔、皮下气泡等缺陷。
　　经酸洗后，轧材表面普遍存在纵向裂纹。裂纹宽度可达几毫米，深度为几个到几十毫米，且多数呈直线型，少数成呈锯齿状裂口，出现在轧材的全长或局部。个别炉次裂纹比较严重，未经酸洗肉眼就可发现裂纹。
　从裂纹严重的轧材上取样进行组织观察，发现其基体组织为P+F，但带状组织非常严重。图1为轧材纵向金相组织。
    裂纹初始处存在明显的脱碳层，随着裂纹的延伸，脱碳层逐渐消失（见图2）。

图2 M30Mn2裂纹处组织100
2　分析与讨论
　　裂纹的形貌表明，裂纹在连铸坯上已经存在，在加热过程中造成脱碳现象,裂纹在轧制过程中进一步扩展。对工艺过程进行对比，可以认定，连铸坯上的裂纹与本次热装热送工艺有很大的关系。
2.1 裂纹产生机理
　　产生红送裂纹的本质原因是钢的热脆性，是γ—α两相转变和AlN等夹杂物在奥氏体晶界上析出共同作用所引起的。M30Mn2要求一定的酸溶铝，该批试制钢酸溶铝含量控制在0.041%，N含量的控制水平一般在(80～120)10-6，钢中存在AlN夹杂物。AlN在600～800℃范围内析出速度最大，这个温度区间正好与M30Mn2冷却时γ—α两相区转变临界温度Ar1～Ar3（675～810℃）范围相一致。因此热送的过程中，当连铸坯表层温度降低到Ar3时，开始奥氏体向铁素体转变，伴随着相变过程，大约有1%的体积膨胀，因而沿奥氏体晶界产生法向应力，引起原始奥氏体晶界上铁素体的内应力集中；此时AlN也开始沿奥氏体晶界析出，使晶界强度弱化。所以，当热应力与组织应力矢量一致时，其总应力（拉应力）超过晶界强度，便会导致铸坯产生裂纹。热送裂纹常出现在连铸坯皮下，轧制时就会扩展形成表面裂纹。
2.2 实际操作过程对裂纹的影响
    在本次试制过程中，炼钢、轧钢工序生产节奏匹配不好，热装热送工序管理不严格，各工序之间缺乏有效的组织和协调，造成钢坯在入炉阶段热量损失较多。另外热坯和冷坯混装、轧制环节出现故障，造成生产不连续，给加热温度的控制带来了不利影响，出现急剧升温、降温、保温时间不充分现象，增加了热裂纹产生的几率。另外连铸坯采用运输车运送的热送方式运往轧材车间，运送距离较远，热送温度不容易控制，部分炉次在α+γ相变温度两相区热送，极易产生红送裂纹。成材车间生产节奏较快，钢材终轧温度较高（近1000℃），钢材在冷床上冷却不充分就被移送到其它地方堆垛空冷，造成钢材在α+两相区停留时间过长，同样会遇到相变应力和AlN等脆性夹杂析出同时起作用带来的不良影响。
2.3　轧材基体带状组织分析
　　钢材上存在的带状组织与浇铸及热加工工艺有很大关系。当连铸坯断面较大（300mm260mm）时，在凝固冷却过程中容易产生偏析，导致凝固基体上出现合金元素的贫区和富区。轧制过程中原始的偏析痕迹仍然被保留下来，并且贫区和富区顺着轧制方向延展变长。在轧后冷却时，在贫碳区易生成铁素体，在富碳区易生成渗碳体，从而造成组织和成分不均匀的带状组织。一般来说，良好的加热制度和轧后冷却制度能够减轻或消除带状组织，但是在本次热装热送工艺情况下，效果不明显。
　　因此，不完善的热装热送工艺，造成了三级锚链钢连铸坯上出现了大量的裂纹源，在轧制成材过程中裂纹进一步扩展，并且钢坯上的带状组织没有得到明显改善。
3　工艺改进措施
　　在实际生产中可以从以下几个方面控制铸坯表面裂纹及基体带状组织:
　　（1）控制热送温度和输送保温技术，采用低温热装（即连铸坯出连铸机后入缓冷坑缓冷到675℃以下再热送），尽量避开α+γ两相区，运送过程中必须使用保温罩，减小运送过程中的散热温降。
　　（2）合理制定加热制度，适当提高加热温度，保证AlN完全固溶，在单相奥氏体区轧制时不析出，只在轧后冷却时细小分散析出，达到细化晶粒的目的；同时加热温度稍高一些，适当增大奥氏体晶粒尺寸，使其超过原始带状组织的条带宽度，有利于减轻轧材中带状组织。
　（3）控制轧后钢材的冷却速度，当M30Mn2圆钢在单相奥氏体区终轧时，应使热轧钢材在空气中冷却充分（相当于正火处理），不能急于下冷床堆垛缓冷，从而避免在γ+α两相区停留时间过长。

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轴承钢显微孔隙缺陷产生原因及预防措施的探讨

1.      前言

轴承是机械行业的重要基础性部件,其工作特点是承受强冲击和交变载荷，其损坏的主要原因是微小裂纹的扩展。因此，内部组织的均匀与致密是十分重要的。.

轴承钢内部组织缺陷是形成微裂纹的主要原因，除常见的液析、带状等缺陷外，显微孔隙也是一种缺陷.，它会破坏轴承钢基体的连续性与致密性.。根据YB9-68技术条件,显微孔隙为供需双方协议项目，但随着顾客对钢材质量要求的加严，从91年起，特钢开始出现轴承钢显微孔隙质量疑议，.显微孔隙主要出现在∮70-120规格。即650分厂产材部分。 ( 特钢公司可产轴承钢∮25-180，其中∮25-65为300分厂产材，∮70-120为650分厂产材，∮125-180为锻钢产材。650分厂设备概况是：有三座三段连续式加热炉，650＊3横列式轧机一套，以及相应的剪切、包装设备。)　

因此，从92年起，对显微孔隙进行考核。92年合格率为92.9%,650分厂一次合格率为86.85%，因显微孔隙造成的改制品为671吨；为此特钢公司于93年成立了攻关组，通过开展一系列的工作，对轴承钢显微孔隙的产生原因有了一定认识，通过采取相应措施，96年合格率达到99.09%,650分厂一次合格率达到96.69%，因显微孔隙造成的改制品量降为68吨，显微孔隙缺陷基本得到控制。

2.              显微孔隙的形貌与特征

显微孔隙从金相检验图片上看，是沿晶界断续形成不规则形状的裂纹或孔隙，显微孔隙缺陷区大都出现于钢材的中心部位，沿轧制方向呈现条带状分布，经分析[1]缺陷区碳化物偏析，局部区域出现大块碳化物堆积现象，氧化物夹杂的分布与显微孔隙形貌相吻合。（参见图片1）

 3.      钢材产生显微孔隙的统计规律

3.1不同规格钢材显微孔隙分布规律 

3.1不同规格钢材显微孔隙分布规律 

表 1

从表1中看出，显微孔隙主要出现在650分厂，占总量的80%

3.2 纤维孔隙与液析之间关系的统计数据

表2

从表2 中可看出，液析与显微孔隙基本不同时出现

3.3 不同加工工艺对比

   1  轧制与锻制工艺对比                表3

2        不同预备方对比                    表4

4.      显微孔隙产生的原因分析

4.1 显微孔隙形成原理分析

轴承钢含碳量在1.0左右，是过共析钢。浇铸时一次碳化物(Fe3C)产生支晶偏析。在轧钢车间进行加热过程中，碳化物如不能溶解扩散，在钢材上即产生液析，但如果加热温度过高，扩散时间过长，碳化物即熔化或消失留下孔洞甚至产生内烧[2]，孔洞如果在以后的轧制过程中不能焊合，即形成显微孔隙。

显微孔隙和液析是对立的，基本不同时出现，从表2数据看,在总量262炉不合中,只有1炉两者同时出现,也说明此问题。

4.2 加工车间与显微孔隙形成相关工艺参数分析

   在加工车间，加热温度、出钢速度和轧制工艺道次变形量与显微孔隙形成有关。

① 加热温度对显微孔隙的影响

加热温度的高低，直接影响碳化物能否顺利扩散或是否产生过烧，因此，合理的加热温度是必要的,从统计数据看,产生显微孔隙的炉号,加热温度偏高,仪表显示温度为1270-1295℃,这样钢锭的实际温度为1220-1240℃。根据资料[3]和技术规程[4]，轴承钢合理的加热温度为1180-1220℃,当温度偏高时,容易产生碳化物熔化或内烧[2],因此,实际生产温度应按中下制控制,即控制在1180-1200℃范围内.对应的仪表显示温度为1230-1250℃.(温度过低不利于碳化物扩散和液析的消除)

② 出钢速度与显微孔隙的关系

控制出钢速度实际上是控制钢锭加热时间和钢锭内外透烧、组织一至性。轴承钢钢锭扩散时间为2.5小时,对应的出钢速度为45支/小时[4]。出钢速度因为与诸多因素相关，不适宜做大的调整。

③ 轧制工艺对显微孔隙的影响

从统计数据表1看,∮70-120规格钢材显微孔隙出现几率最高,占80.45%，而∮100-120即大于50%,同规格∮120轴承钢轧制与锻制对比实验看表3，锻造状态不易出现显微孔隙，轧制状态容易出现显微孔隙。这是因为∮100-120组距为轧制规格极限，大于∮120为锻材。因轧制状态下的应力状态是两拉一压[5]，形变不易渗透到中心部位，焊合作用相对较小，因而易形成显微孔隙；而在段造状态下，因应力状态是三向压应力[5]，变形易渗透到中心部位，焊合作用相对较大，因而不易形成显微孔隙。

  因此，改进∮100-120规格心部变形的应力状态，加大变形量，均可变形渗透到中心，加大焊合作用从而减少或消除显微孔隙。

    考虑锻造作业率较低，因此如通过改进轧制道次变形量分配的方法，适度加大某道次压下率，也可以使变形渗透到中心部位，增强焊合作用，为此也进行了工艺实验，即将650轧机一架入二架预备方由■120改为■140,加大此道次变形量.,试验结果见表4,表5:

表5

从实验看，一次合格率明显提高，说明采用加大预备方的方法是可行的。

5.      显微孔隙的预防与消除措施

结合显微空隙形成原因分析，在加工车间采取如下措施可以预防和消除显微孔隙：

①    控制加热温度：轴承钢钢锭的加热温度按工艺规程中下限控制即1180-1200℃炉内气氛的温度为1230-1250℃

②    控制出钢速度：出钢速度控制在45支/小时,控制扩散时间在2.5小时左右.

③ 改进轧制工艺：改一架入二架预备方由■120为■140。

6.    消除显微孔隙措施实施的效果

经采取以上措施,650分厂轴承钢显微孔隙出现率基本得到控制,统计结果如下:

7.      结论

①        加热温度过高,是产生显微孔隙的重要原因,合理的加热温度为1180-1200℃

②        控制出钢速度可以有效控制钢锭加热时间和钢锭内外透烧、组织一至性,,防止显微孔隙的出现.

③        改进加工过程心部应力状态，加大变形量，均可使变形渗透到中心，加大焊合作用从而减少或消除显微孔隙。

5.4中间包钢水净化用材料

 5.4.1过滤器

中间包内安装过滤器是去除钢中非金属夹杂物的最有效手段。其过滤方式为机械过滤和反应过滤两种。

机械过滤方式一种是夹杂物尺寸大于过滤器孔，无法通过被过滤；另一种是过滤器表面在高温下成为半粘滞状态，夹杂物被粘附在其表面。过滤器结构有以下几种：（1）泡沫陶瓷过滤器。该过滤器是一种微孔结构材料疏松度很高，具有三维网架陶瓷结构和相互贯通气孔。（2）陶瓷绳型。一种是网状陶瓷过滤器，一种是蜂窝陶瓷过滤器。（3）定向型。

反应过滤器是在高温下夹杂物粒子与过滤器表面发生化学反应，形成新的化合物而达到减少夹杂物的效果。

过滤器的材质要能满足如下要求：（1）与钢水长时间接触过程中，过滤器能承受热 应力和机械应力作用；（2）能抵抗钢水和熔渣的化学侵蚀而不发生化学反应；（3）既能有效去除夹杂物，又没有过大妨碍钢水流通的阻力。过滤器的材质主要是Al₂O₃质、莫来石质、ZrO₂质、CaO质。

5.4.2挡渣墙

在中间包内设挡渣墙能有效地使钢水中的夹杂物上浮分离,挡渣墙的高度、设置位置和数量对杂物的去除有很大的影响。挡渣墙可以是单墙，也可以是双墙、多墙，其目的是为了挡渣，提高钢水的清洁度。其材质一般是高铝质，可以用砖砌在中间包内，也可以做成预制块放在中间包内。采用低水泥刚玉浇注料预制块做的挡渣墙，其寿命与中间包同步。

在中间包内设挡渣墙的目的有以下几点：（1）消除中间包底部的区域的死区；（2）改善钢水流动的轨迹，使钢水沿钢渣界面流动，缩短夹杂物上浮距离，有利于渣子吸收；（3）挡渣墙的作用还能将钢包注流冲击所引起的强烈涡流限制在局部区域内，防止紊流扩散，引起表面波把渣子卷入到钢水中。

5.5定径水口

对于小方坯连铸，长水口和浸入式水口均不适用，在小方坯连铸机中间包无塞棒浇注系统中要采用定径水口，进行敞开式浇注。钢坯的注速只能靠定径水口的孔径来调节，在速个浇铸过程中，孔径必须保持恒定，以保证稳定的拉坯速度，因而定径水口需用高档耐侵蚀的材质。定径水口材质为氧化锆质，ZrO₂含量从60～95％不等，ZrO₂含量越高，其使用寿命越长。

定径水口的结构形式有全均质、镶嵌式、直接复合式、振动成型式等形式。定径水口存在的问题主要是扩径，即不耐侵蚀、炸裂和脱落。解决办法是：（1）根据浇铸时间和浇注钢种，选择不同锆含量的定径水口。水口的耐侵蚀性和使用寿命取决于水口中的锆含量，含量越高使用寿命越长；（2）原料采用锆英石或氧化锆；（3）为保证热稳定性，采用薄壁结构的镶衬套在水口本体中，以降低热应力；（4）采用具有高致密的ZrO₂镶衬的复合式定径水口；（5）为防浇注Al含量较高的钢种时发生堵塞，研制了CaO质与CaO-ZrO₂质镶嵌型定径水口。

5.6透气型上水口

随着连铸比的不断提高,中间包水口的堵塞问题也就越来越严重。连铸过程中钢液温度不断下降,钢液中铝也不断折出,以Al₂O₃的形式凝结在水口壁上形成结瘤而堵塞水口。采用透气性上水口,在连铸时,可不断通过水口砖向钢液内吹入氩气,振动钢液能有效地克服结瘤堵塞。其材质为莫来石质、铬刚玉质和尖晶石质。气孔类型为弥散型或狭缝式。在国内大型中间包板坯连铸上取得了较好的效果。

5.7中间包新技术的开发应用

1.    钢水净化复合衬

该内衬结构是在中间包的永久层上喷涂一层厚约20mm的含75％MgO的

镁硅质喷涂料做为工作层的垫层，然后在其上喷涂一层厚12mm左右含CaO的钙镁质耐火材料作为工作层。由于镁硅质喷涂层具有良好的隔热性可减少中间包的热 损失；钙镁质工作层除具有吸收钢水中的Al₂O₃夹杂物的作用外，还具有脱硫、脱氮的作用。

2．防湍流冲击板

对于高效连铸，因其拉速快，钢水在中间包内会产生湍流现象。急剧的湍流一方面会冲破渣层将渣卷入到钢液中并使钢液暴露于空气中被二次氧化；另一方面湍流还严重冲刷中间包侧墙将耐火材料卷入到钢液内并降低了中间包工作衬的寿命。为解决这一问题，开发了中间包防湍流垫，其材质为Al₂O₃>75％的高铝浇注料，经成型烧成。防湍流垫安装在中间包底部的钢包铸流冲击区，使从钢包长水口冲出的钢流向铸孔中心折回，在防湍流垫内重复循环以消耗掉注流的动能，从而降低钢流速度，防止湍流的产生。

3．红中间包反复使用技术

在中间包浇铸结束后，在2min内将残钢残渣排到渣包内，在两个浇次的40min内对红中间包维护操作，用特制的浸入式水口更换小车，在30s内完成浸入式水口的更换，然后使中间包重新投入使用。该技术降低了耐火材料消耗；钢液的温度损失大大减少；铸坯质量得到改善；中间包结渣壳现象减少；节约了加热中间包的能源。

4．钢包注流保护技术

安阳钢铁公司开发成功了组合式大包注流保护及钢液导向装置，由保护套管和导流砖两部分。可减轻大包注流与空气的二次氧化以及减少注流对中间包内渣、钢的冲击混合作用，减少渣的卷入，改变钢液流动状态，便于夹杂物上浮。

5．中间包工作衬采用全自动喷涂

6．中间包火焰喷补

为减少包衬中水分对钢的增氢作用，提高钢材质量，采用火焰喷补技术，使内衬完全不含氢结合剂，不含有机物，也不含水分。

7．中间包快换机构

采用全自动化更换中间包浸入式水口的装置，该装置可在0.6～0.8m/min的正常浇注速度和不用提升中间包的情况下更换浸入式水口，只需1min即可完成，中间包断流时间只有3s。

6．连铸用三大件

整体塞棒、长水口和浸入式水口，称为连铸三大件。其材质主要是铝碳质，成型方法采用等静压成型。这主要是因为：（1）连铸所要求的整体塞棒、长水口和浸入式水口的长度直径比太大，普通的压力机压制的制品上下密度差别太大。而用等静压压制时，压制面上压力均匀，各个部位、断面上的体积密度均匀一致。（2）等压可经压制结合剂含量低、塑性差的较难压制的泥料，高石墨含量的刚玉料正是属于这类泥料。（3）由于石墨的层片状结构，在双面压制时易分层、取向，引起层裂。随着石墨含量的增加，层裂倾向更明显。采用等静压成型可以有效避免层裂，保证产品质量。

6.1整体塞棒

整体塞棒的特点:整体塞棒一律采用等静压成型,其形状和尺寸取决于中间包的容量,钢水面的高度和中间包水口的喇叭形状和孔径的大小而定。其塞棒头有带空心的,带吹氩孔或带透气塞的整体塞棒。固定方式是关键,一种采金属销固定,一种采用螺纹固定。

塞棒的功能主要是用于中间包开闭,除能自动控制中间包至结晶器的钢水流量外,还可通过塞棒的吹氩孔,向吵间包吹入氩气和其它惰性气体,塞棒还具有控制钢流和净化的功能。

整体塞棒材质一般为铝碳质。在塞棒的头部带有吹氩孔或镶有透气塞，在浇注时，氩气由塞棒孔通过吹气孔或透气塞吹向浸入式水口，氩气以细散的形式进入钢水，可以降低Al₂O₃的聚集量，减少在浸入式水口内的沉积，延长整体塞棒的使用寿命。

我国整体塞棒系统用耐火材料，研制成功刚玉质、铝碳质，以及组合的整体式，端部采用ZrO₂-C质材料再成型的铝碳－锆碳质复合式整体塞棒，镁碳质整体塞棒、Al₂O₃-SiO₂-C和Al₂O₃-SiO₂-ZrO₂质组合式塞棒，以及采用防氧化剂，为提高寿命，降低消耗发挥了重要作用。

表7 铝碳质整体塞棒理化指标

连铸生产过程中，整体塞棒头部受侵蚀、冲刷严重，特别是浇铸某些特钢，如经Ca、Si处理的钢种或P、S合金化的高速切削钢，塞棒头部侵蚀过快，常因无法控制钢流速度而报废。开发的MgO-Al₂O₃-C复合塞棒，选用CaO/SiO₂>2的电熔镁砂，含99％的高纯石墨，并加抗氧化剂SiC和添加剂。使棒头充分发挥了MgO-C材质耐侵蚀、抗热震的优越性，其膨胀率也与Al₂O₃-C质相适应。

复合Al₂O₃-SiC-C塞棒，棒体采用Al₂O₃-C质，塞头部位Al₂O₃-SiC-C质。特级矾土铝含量大于87％，电熔刚玉铝含量大于99％，石墨C大于95％，采用等静压成型，有效地解决了Al₂O₃-C和Al₂O₃-SiC-C两种材质因热应力不同，而在高温下出现的界面断裂。

整体塞棒使用前必须烘烤到800～1000℃方能使用，长时间的烘烤会使铝碳制品表面石墨氧化呈疏松状态，导致制品耐侵蚀性和使用寿命降低，在使用时会造成制品断裂和穿孔事故。采用防氧化涂料，在1000℃以下表面形成一层连续的光亮的釉层，且附着力强，不产生釉滴，抗氧化能力强。

塞棒防堵塞措施：1、塞棒吹氩。当浇铸添加Ti、Ca或Si元素的特殊钢时棒端和水口连接部位，易形成夹杂物堵塞，在塞棒头采用多孔和缝隙式，氩气从此吹向浸入式水口，可防止结瘤堵塞。2、气洗长水口。把氩气从中间包塞棒的芯管上端吹入，通过多孔质塞头砖进入注流中，不但可以防止水口堵塞，而且还有细化夹杂和降低夹杂的效果。3、尖晶石－碳塞棒防堵塞。钙处理钢对铝碳质材料侵蚀，严重新开发的尖晶石－碳塞棒，不与mCaO·nAl₂O₃反应，且材质强度高抗侵蚀性好。

6.2长水口

当钢水由钢包向中间包浇注时,为了避免氧化和飞溅,在钢包底部的滑动水口的下端安装长水口,一端与下水口相连,另一端插入中间包的钢水内进行密封保护浇注。长水口其作用如下：（1）防止钢水二次氧化，改善钢的质量；（2）减少钢中易氧化元素的氧化产物在水口内壁沉积，延长其使用寿命；（3）长水口可多次使用，降低耐火材料消耗。

长水口应具备以下性能：（1）优异的抗热震性；（2）良好的机械性能和抗震动的能力；（3）抗钢液和熔渣的侵蚀性好；（4）边接处必须带有气封装置。长水口的材质一般有熔融石英质和铝碳质两大类。

熔融石英长水口，采用泥浆浇注法成型，其特点是抗热冲击性好，有较高的机械强度和耐酸性渣侵蚀，化学稳定性好。但其易与钢水或渣中的铁锰等氧化物形成低熔物，在高温下石英与碳应被分解和气化，耐侵蚀性差，也不利于冶炼洁净钢。

铝碳质长水口选用高纯原料，降低杂质含量，按合理的颗粒级配改善组织结构，提高抗侵蚀性能；调整天然石墨的含量，利用粗晶鳞片石墨对钢液的不浸润性，以减少长水口的结瘤；改进造型以减少水口裂纹；应用微粉技术，添加适量Al₂O₃微粉等增强高温强度和热稳定性。铝碳质水口具有良好的抗热震性，对钢种的适应性强。为防止水口表面的碳在烘烤和使用中被氧化，在水口表面涂有防氧化涂层。防氧化涂层主要由长石、石英、粘土等原料组成，通过湿磨制成釉料，用人工或机械方法涂抹在水口表面，这种涂料在700～1000℃的范围内形成釉层，从而保护石墨不被氧化或氧化极少。

表8 长水口的理化性能

对铝碳质长水口，通过加入适量低膨胀材料（熔融石英、钛酸铝），增韧材料（氧化锆）和钢纤维补强等的基础上，为进一步改善其性能从材质上又采取提高水口中Al₂O₃含量，减少SiO₂加入量，以确保热震性能，提高使用寿命。

国内开发的不烘烤长水口，不烘烤直接使用，简化了工序，降低了能源消耗。并在长水口与钢包下水口接合部位采用氩气密封，发挥了长水口耐高温、抗侵蚀、耐冲刷等特点。此外还有铬刚玉－莫来石长水口和Al₂O₃-SiC-C质浇注料制作的不定形长水口，均取得了较好的使用效果。

6.3浸入式水口

在连铸技术中,为提高铸坯质量,在中间包与结晶器之间设有浸入式水口,其主要作用是:(1)防止钢水二次氧化氮化和钢水的飞溅;(2)调节钢水流动状态和注入速度;(3)防止保护渣非金属夹杂物卷入钢水中,对促进钢水中夹杂物的上浮起重要作用;(4)对边铸拉坯成材率和铸坯质量有决定性影响。

浸入式水口安装在中间包底部，并插入结晶器中。其主要形式有：

A 整体型浸入式水口：这种水口不需用中间包水口，其外形较长，一般在700mm以上。有两种形式，一种是内装式水口，即由中间包内向外安装，水口为整体结构，密封性好；另一种是外装型水口，安装方式由中间包底向内安装，目前国内尚未使用。

B 组合型浸入式水口：其形式由中间包水口和浸入式水口组成。这种水口较短，一般不足400mm。在使用中浸入式水口的上端与中间包水口的下口相连，其下端插入结晶器中。

C 滑动水口型浸入式水口：这种浸入式水口相当于滑动水口的下水口。浸入式水口与滑动水口的下水口相连或下滑板相连。这种形式是今后的发展方向。

浸入式水口具有一定的气孔率，同样具有透气性，外界空气在钢水流动产生的负压作用下渗透到水口内部，与钢水接触使其氧化。因此在长水口和浸入式水口的外表面必须涂一层防氧化釉层。无论何种材质和结构的浸入式水口都必须满足以下条件：(1)保证正常拉速时的钢水流通量;(2)尽可能使结晶器内,铸坯断面的热流分布均匀;(3)有利于保护渣的迅速熔化;(4)有利于夹杂物上浮,不卷渣;(5)避免结晶器内钢液面剧烈翻动;(6)安装方便。

6.3.1浸入式水口的材质

在连铸初期,采用热稳定性好,纯度高的熔融石英浸入式水口,可以满足普通碳素钢、低锰钢、铝镇静钢等钢种的浇注。但其在高锰钢及高碱度熔渣的条件下，侵蚀非常严重。此时铝碳质浸入式水口被广泛采用。铝碳质浸入式水口原料采用特级矾土、电熔刚玉或烧结刚玉等，添加石墨及防氧化剂，产品具有抗侵蚀、耐热震等优点。其性能见表9。

为解决浸入式水口渣线部位被严重侵蚀,以及防止氧化铝附着造成水口的堵塞,在铝碳质的基础上开发了一系列新型的浸入式水口。

A Al₂O₃-C/ZrO₂-C复合水口

随着连铸技术不断发展，钢种增多，拉速加大，要求进一步提高渣线部位的耐侵蚀性，在渣线处用锆碳材质做复合层。由于ZrO₂具有优良的化学稳定性难以被CaO-Al₂O₃-SiO₂系保护渣侵蚀，高温下熔入渣中的ZrO₂增加了渣的粘度，而未被熔解的ZrO₂颗粒又增加了渣的表观粘度，从而降低了渣对ZrO₂-C层的侵蚀，提高了水口的耐用性。ZrO₂含量越高抗侵蚀能力越强。复合式浸入式水口性能见表10。

      表10  复合浸入式水口理化指标

B  （MgO-C）-(Al₂O₃-C)-(ZrO₂-C)复合水口

为提高浸入式水口的耐用性，钢水流出部位采用MgO-C质，以延长使用寿命和改善浇铸速度的控制，在渣线部位采用ZrO₂质或BN以提高耐侵蚀性。本体部位采用Al₂O₃-C质。

C  ZrB₂-C保护套

浸入式水口渣线部位保护套，要求材质具有良好的耐剥落性。ZrC、ZrN的高温稳定性欠佳，因而选择Zr的硼化物。采用ZrB-C材质，添加适量金属Al提高抗侵蚀性，减小ZrB₂的临界粒度，防止耐剥落性下降。

D  添加AZT、AZTS材料的浸入式水口

用烧结和电熔法合成的Al₂O₃-ZrO₂-TiO₂(AZT)和Al₂O₃-ZrO₂-TiO₂-SiO₂(AZTS)材料，具有膨胀系数低，耐侵蚀，还原气氛下稳定性好等特点。采用ZT和AZTS两种原料，按一定的颗粒配比加入一定量的熔融石英（FS），用树脂作结合剂，以等静压成型的浸入式水口，性能优良，具有机械强度高、耐侵蚀和抗热震性能好的特点，满足多炉连浇的需要。制品中加入AZT和AZTS后，水口具有良好的抗热震性，其中以加入AZTS的浸入式水口抗热震性最佳。

        表11   浸入式水口性能对比

E  长时间多炉连铸的浸入式水口

青耐在解决了水口内腔产生堵塞及防氧化涂料等难点后,开发了保温型吹氩浸入式水口,由于减少了温差,防止了因应力产生的裂纹,不同程度地减少了内腔持渣。在宝钢大型板坯连铸机上实现多炉连浇。

F  薄壁铝碳－锆碳质浸入式水口

薄壁浸入式水口由上段铝碳质和下段锆碳质复合，制成壁厚仅12.5mm的薄壁型水口。其抗热震性好，抗侵蚀性强，在使用中不掉片、不开裂、侵蚀轻微，可提高连浇炉数，降低耐材消耗，提高铸坯质量。

4.1.6不烧滑板

   我国发展了一种工艺比较简单、成本较低，使用效果良好不烧滑板。这种滑板的配料与烧成滑板相同，其原料可以是刚玉、莫来石、一级高铝熟料等，加入鳞片石墨，含碳量10～12％，另外加入碳化硅和硅粉。这时加入SiC是重要的，其目的是提高滑板的中、高温强度和抗氧化性，有的滑板加入的SiC较多，所以亦称为Al₂O₃-SiC-C不烧滑板。采用酚醛树脂作结合剂，成型、热处理及磨制后即为成品。不烧滑板相对于烧成滑板来讲，在制造过程中不用烧成、油浸和干馏热处理，简化了生产工艺。另外，有的滑板制成复合制品，在滑板的主要侵蚀部分即铸孔和滑动面采用刚玉、莫来石配料，其它部位采用二等高铝熟，这样可以大幅度降低成本，而对使用几乎没有影响。

不烧滑板相对于烧成滑板来讲，强度偏低、气孔率稍高。但是使用实践证明，其在中型氧气转炉和电炉的钢包上使用良好，有的甚至超过烧成油浸滑板。

另外，为适应沸腾钢、镇静钢或半镇静钢的快速上注，开发了方镁石－尖晶石－碳不烧滑板，以电熔镁铝尖晶石、电熔镁砂为主原料，热塑性树脂结合剂，并添加适量的金属加入物，经混练成型后，制得直接油浸滑板砖，具有抗侵蚀、耐热震、化学稳定性良好等性能。在浇注过程中，其滑动面磨损小，注孔耐冲刷，浇注全过程均能控制铸速，滑板开关自如，充分满足浇铸工艺要求。

                        表5  不烧复合滑板理化指标

注:括号内数值为不浸油数值

4.1.7金属结合滑板

金属结合滑板是通过在材料中添加金属铝、金属镁等金属添加剂，在金属的熔点温度下进行热处理，利用熔融金属形成结合。3 种材质的滑板有：（1）尖晶石100％，外加Al粉10％，酚醛树脂6％；（2）高纯烧结镁砂100％，外加Al粉7％，酚醛树脂5％；（3）高纯镁砂60％，铬矿粉40％，外加Al粉7％，酚醛树脂5％。滑板在800℃以下温度进行硬化处理，制备成不烧制品，然后进行浸渍处理使用，其各项性能均有改善。浸渍剂包括硅质胶凝物、硅酸乙酯、聚烃硅氧漆、硅酸钠与硅酸锂等无机物制成的溶液，滑板经浸渍24h使用，也可同时将上述无机物在滑板表面进行涂抹，浸渍滑板的抗热震性、耐磨性、机械强度以及抗化学侵蚀性等有明显提高。

4.1.8镶嵌式滑板

这种滑板是由两种材质复合而成,先用一种耐火材料做成中间带较大孔的滑板,再把另一种耐火材料做成的镶嵌环用结合剂粘合到滑板的大孔中,再进行加工。根据使用条件不同镶嵌环做成不同的材质：为提高使用寿命做成的氧化锆质环；为增加透气性，防止堵塞而做成弥散型透气环；利用滑板再生技术，将用过的滑板进行钻孔，然后用新的材料镶嵌进去，以提高滑板的重复利用率。

4.2座砖

为了降低钢包用耐火材料的成本,延长使用寿命,钢包包底由砖改为浇注施工,使包底寿命成倍提高.为了与炉底相适应,减少钢包使用期的修补次数,提高水口座砖的使用性能就成为关键采用提高材质、加入添加物或预制座砖均取得了较好的效果。目前使用的座砖按成型方法分为两类，即机压成型砖和浇注振动成型砖。其材质有刚玉质、铬刚玉质、铝碳质、镁碳质、铝尖晶石碳质、铝铬锆质、高铝质等材质。

原刚玉质座砖抗热剥落性较差，在氧化铝基质中，加入适量氧化铝－氧化锆电熔原料，及添加尖晶石、氧化铬等获得了耐剥落性好（工作面渗透层薄）和耐侵蚀性强的Al₂O₃-ZrO₂-Cr₂O₃质座砖。其使用寿命为原座砖的两倍，达到了与包底同步的目的，降低了包底使用期间的修补次数。

预制座砖是采用低水泥的铝镁质浇注料，添加氧化铝超细粉，振动成型，加水量少，强度高，在使用中预制座砖寿命提高40％，且其成型厚度不受限制。预制座砖提高寿命 的因素有：（1）用了含氧化镁的原料，使基质部分致密化，耐侵蚀性提高。（2）基质的致密性及低水泥含量，提高了高温强度，增强了更换透气砖及上水口时的耐热冲击性，抗机械剥落性提高。（3）基质微粉中的氧化铝和氧化镁，高温下生成尖晶石，在工作面附近生成30～50μm的微细尖晶石薄层，从而抑制了渣的浸透，提高了其耐熔损性。由砖改为预制块，砖缝减少，并简化了砌筑施工。

表6 座砖的理化指标

  注：*为1600℃×3h               **为1500℃×3h

4.3水口砖

上水口直接安装在,钢包的水口座砖中,高温下钢液流经上水口，要求材质有耐高温、抗侵蚀、耐冲刷等特性，最好能与座砖同步，因此，要求使用寿命比滑板更长，一般使用刚玉质、铝碳质、尖晶石质等材质。其损坏因素有：（1）钢液与熔渣的化学侵蚀与冲刷；（2）安装时造成的机械损伤；（3）急冷急热造成的炸裂损毁。

下水口主要用来控制钢液流量和注速，要求高温下有良好的耐冲刷性，高温下体积稳定性好，并有一定的自熔性。下水口在使用中，钢包中钢液因静压力随钢水量减少而下降，但要求浇注的速率保持与开浇初相似，这就要求材质具有相应的溶损率，以保证钢水稳定的流量。下水口损坏的原因有：钢液、熔渣的侵蚀和冲刷；温度急变引起的开裂或断裂；烧氧开浇造成的熔损。其材质要求耐侵蚀性好，如浇注普碳钢可选用高铝质、熔融石英质；浇注含锰较高的钢种时，可选用铝碳质、镁质等下水口。为提高下水口的抗热震性，将下水口安装在铁套内，防止开裂。应尽量避免烧氧开浇。我国下水口的材质主要有刚玉质、高铝质、铝碳质、铝锆碳质、尖晶石质、尖晶石碳质、莫来石质等材质。其使用寿命根据滑板的使用次数确定，均能满足不同钢种的需要。

5．中间包用耐火材料

中间包是钢包和结晶器之间用于钢水过渡装置。中间包的主要任务是：（1）分流钢水。对多流连铸机通过中间包将钢水分配到各个结晶器；（2）稳流。降低钢水静压力，保持中间包稳定的液面，平稳地把钢水注入到结晶器；（3）贮存钢水。在多炉连浇更换钢包时，不减拉速，为多炉连浇创造条件；（4）净化钢水。在较长的浇注时间内，使钢水温度基本不变，促使钢水中夹杂物进一步上浮，防止钢水和空气接触，避免吸氧、吸氮。

中间包内衬耐火材料组成，大体包括以下部分：

(1)保温层（10～30mm），该层紧挨着中间包钢壳，通常采用石棉板、保温砖或轻质浇注料。效果最好的为硅酸铝纤维毡，热导率低，也易砌筑。

(2)永久层（100～200mm），该层与保温层相接触，其材料一般为粘土砖。整体永久衬最为普遍，浇注料一般为高铝质或莫来石质自流浇注料。

(3)工作层（20～50mm），该层与钢水接触，是关键部位。现在普遍采用绝热 板或涂料。绝热板一般为硅质、镁质、镁橄榄石质；涂料为镁质、镁铬质、镁钙质。涂料采机械喷涂或手工涂抹。

(4)座砖，镶嵌在中间包底，安装中间包水口用，其材质通常为高铝质。

(5)包底，其材质基本与工作层相当，中间包包底工作层受钢水冲击部位极易损坏，要求抗侵蚀耐磨损，一般用高铝砖或致密高铝砖和铝铬砖，也用特制大块的高强度焦油镁砖。钢水冲击部位采用锆英石砖或预制块增强。

(6)包盖覆盖在中间包上，可起保温和钢水飞溅等作用，其材质采用粘土质或高铝质浇注料作包盖。

(7)挡渣墙（堰），该墙砌于中间包内，可以是单墙 ，也可以是双墙。挡渣墙堰的材质，通常是高铝砖，也可以制成预制块，其目的是用来挡的。为提高钢水的清洁度，在挡渣墙上还可以设置钢水过滤器。

5.1中间包的功能

连铸中间包原为钢水保温用，主要目的是钢水分配和整流。随着中间包钢水缓冷、钢水再加热技术、氩气密封技术、气体搅拌技术和清除钢水中非金属夹杂物等技术的开发成功，连铸中间包已成为钢铁冶炼过程中在最后阶段最主要的精炼容器，并向大型化发展。

5.1.1净化功能

为生产高纯度的洁净钢，在中间包底安装多孔透气砖或在工作层和永久层之间嵌入多孔的管状气体分配器，或在挡渣墙上安装多孔砖进行吹氩，使氩气气泡均匀从底部上浮，促进夹杂物排除。这些装置可消除浇注初期钢水增氢，钢水中氧化物夹杂降低，减轻了镀锡板上Al₂O₃夹杂引起的缺陷等。

5.1.2调温功能

为使浇注过程中,中间包前、中、后期钢水温差小于5℃接近液相线温度浇注，扩大铸坯等轴晶区，减少中心偏析，可采取向中间包加小块废钢、喷吹铁粉等措施，以调节钢水温度。

5.1.3成分微调

     由中间包塞杆中心孔向结晶器喂入铝、钛、硼等包芯线，实现钢中微合金成分的微调，既提高了易氧化元素的收得率，又可避免水口堵塞。

5.1.4精炼功能

在中间包钢水表面加入双层渣吸收钢水中上浮的夹杂物，或者在中间包喂钙线改变Al₂O₃夹杂形态，防止水口堵塞。

5.1.5加热功能

在中间包采用感应加热和等离子加热，可准确控制钢水浇注温度在±3～5℃。连铸中间包在开浇初期，换钢包浇注末期采用中间包加热，以补偿钢水温度的降低，使钢水温度保持在目标附近，这有利于浇注操作的稳定性，提高铸坯质量，同时在正常浇注期内，适当加热可以补偿钢水的自然降温。加热方法用感应加热和等离子加热。

5.1.6中间包向大型化发展

目前板坯连铸机中间包容量在逐步向大型化发展,中间包容量增大的优点如下:(1)延长钢水在包内停留时间,有利于夹杂物上浮;(2)换钢包时不减拉速,保持中间包浇注稳定,防止液面低于临界值产生漩涡,将渣子卷入到结晶器;(3)整个浇注过程中钢液面稳定,有利于操作顺利进行;(4)中间包容量增大,有利于减少金属损失,降低操作费用。

5.2中间包永久衬用耐火材料

中间包永久衬的主要作用如下:(1)支撑工作衬；(2)减少热损失，防止包壳温度过高；（3）当工作衬损毁时即保证安全，又是安全衬；（4）尽可能经济，但钢壳必须有足够的刚性和强度，且设计形状要便于工作衬剥离。

永久衬浇注料应具有如下性能：（1）能抵抗中间包系统产生的热应力；（2）永久线变化为正值，这样冷却时产生的裂纹在高温下可以愈合即具有裂纹自愈性；（3）所制工作衬能保持光滑的表面，有利于工作层的剥离；（4）抗侵蚀性强，能抵抗钢液和熔渣的侵蚀。

中间包浇注料的材质有以下几种：（1）中间包用铝硅质浇注料。该材料主要成分为莫来石质，其损毁主要是由于渣渗透引起的结构剥落和热剥落。通过改变原料的Al₂O₃/SiO₂比例，降低其热膨胀率，以提高结合强度和塑性性能。（2）永久衬用自流浇注料。自流浇注料不需振动即可自动流入，减轻了劳动强度，简化了操作工序，避免了噪声。

5.3中间包工作衬用耐火材料

由于中间包的容量和承受的钢水温度与钢包有一定的差别，所用耐火材料也不尽相同，要求中间包材质具备以下条件：（1）耐钢水和熔渣的侵蚀，使用寿命长；（2）具有良好的抗热震性，与钢水接触时不炸裂；（3）具有较低的热传导率和微小的热膨胀系数，使中间包衬有一定的保温性和良好的整体性；（4）在浇注过程中钢水污染小，确保钢水质量；（5）内衬材质的形状和结构要便于砌包和拆包。

中间包工作衬目前主要是绝热板和涂料。

5.3.1绝热板

对绝热板的要求如下：（1）耐钢水和熔渣的侵蚀性要好；（2）热导率要低，具有良好的隔热性能；（3）绝热收缩率要小,保证绝热板在使用时板与板之间的严密性,防止钢水渗入;(4)绝热板的含水率要低,以避免在进入钢水后发生爆裂和钢水沸腾;(5)绝热板应具有一定的强度和韧性,以避免在运输装卸和安装过程中破损.

使用绝热板包衬的优点如下:(1)中间包可不预热烘烤,实现冷包开浇,可节省烘包燃料;(2)绝热内衬拆、砌方便；（3）保温性好，中间包不易结冷钢，提高钢水收得率；中间包永久衬修理减少，可延长使用寿命；（5）绝热板砌筑简单，冷却后易粉化，使残钢和内衬分离，清理方便。

绝热板的材质一般为硅质、镁质、镁橄榄石质。

5.3.2涂料

为了提高中间包内衬的使用寿命,降低耐火材料消耗,便于清除内衬上的残渣和残钢,中间包工作层普遍采用耐火涂抹料或喷涂料。涂料应具有如下性能：（1）有良好的喷涂施工性能；（2）密度低，隔热性好且经济；（3）具有良好的耐侵蚀性；（4）可连续长时间使用；（5）抗钢流冲击性好；6）易于拆除，解离性好；（7）烘烤时不开裂不剥落。

我国中间包采用镁质涂料取得了良好的效果。采用添加起泡剂和加入细颗粒等措施开发的低体积密度的镁质涂料，具有以下优点：（1）减少用量；（2）提高隔热性，降低热导率；（3）降低热损失，控制了钢水温度；（4）减轻施工体浇注料的热负荷，提高其耐用性；（5）施工体与涂料的界面温度降低，提高了抗折性；（6）耐炸裂性好，可快速干燥。

为降低钢水中的夹杂物，净化钢水，防止水口堵塞，开发了镁钙质涂料。以镁砂为主要原料，加入含钙材料如石灰石、镁钙砂、白云石等，CaO能吸附钢水中的夹杂物和有害元素，同时游离的CaO在使用中与涂料中的SiO₂反应生成C₂S，其在温度变化时产生较大的体积膨胀，在冷包过程中，涂料本身结构破坏，从而改善了解体性能。另外CaO还能吸附钢水中的Al₂O₃,这对提高钢的洁净度起了重要作用。

2.2 渣线用耐火材料

钢包渣线区处于高碱度炉渣侵蚀、剧烈的温度变化、钢水的机械冲刷、以及长时间精炼条件下真空挥发、电磁搅拌、电弧辐射等苛刻条件，损毁十分严重，因此自九十年代以来抗侵蚀性好、热震稳定性优良的优质镁碳砖就成为钢包渣线部位的首选材料。在抗侵蚀方面，选用大结晶镁砂，同时添加较高的抗浸润性好的石墨，采用高压成型，为防止石墨的氧化，添加金属铝、金属硅、铝镁合金、碳化硼、硼化锆等材料，其作用主要是在较低的温度下比碳先氧化，同时生成致密的保护层避免碳的进一步氧化，从而提高了镁碳砖的抗侵蚀性。目前国内钢包渣线部位普遍采用MT14A、MT14B镁碳砖砌筑，使用寿命一般在60～70次左右，精炼包渣线寿命在30次左右，个别钢厂已实现渣线与包壁同步。

表3 镁碳砖的理化指标

2.3包底用耐火材料

钢包包底不仅要承受钢水的静压力,还要承受来自钢水的巨大冲击,由于反复热特循环产生裂纹,炉渣渗透造成结构剥落,以及冲击与包底砖之间接缝处的侵蚀,以致钢水侵入接缝,损毁更为严重；以及来自浇钢过程中钢流的冲刷和吹氩形成的涡流，对包底材料均产生不利的影响。目前国内包底是采用不烧铝镁碳砖或尖晶石浇注料，铝镁碳砖采取立砌，以增加包底厚度同时可减少包底砖脱落，冲击区砖厚度加大或使用预制大砖以提高包底寿命。通常包底砖均不能与包壁同步，需中途更换一次或两次包底砖，个别厂家采取铝镁碳砖平砌立砌相结合的办法或砖砌与浇注料相结合的办法来延长包底寿命，有些厂家已实现包底与包壁同步。

3.包底透气砖

炉外精炼其主要功能是脱气、脱氧、脱碳、合金化、去除夹杂物、以及均匀钢水温度和化学成分等。其主要方法为搅拌技术，最常用为吹氩搅拌。吹氩方法有上吹法和底吹法。

上吹法使用吹氩喷枪，其材料一般为低水泥刚玉－碳化硅质浇注料，上吹法安全系数高，但喷枪寿命短，耐火材料消耗高，且吹氩效果不如底吹好，随着连铸技术的发展，上吹法已很少使用。

底吹法是在钢包底部安装透气砖，通过透气砖向钢包内吹入氩气，来达到钢水搅拌的目的，促进了精炼中化学反应的完全，降低了钢水中的有害成分，降低了钢坯中气体、非金属夹杂，均匀了钢水成分，缩短了冶炼时间，提高了经济效益。因透气砖使用条件苛刻，透气砖应具备良好的透气性、优良的抗侵蚀性、足够的强度、抗钢水渗透性好、具有良好的抗热冲击性在反复吹氩时不开裂不剥落、安装简单、安全可靠。

透气砖的结构类型有：弥散型、直通孔式、直通狭缝式、镶嵌式、迷宫式、组合式。

透气砖损毁的主要因素有：气体、熔体对透气砖的高速冲刷造成熔蚀或生成低熔物造成的局部堵塞；透气砖在热压下变质，使透气减小不能通气而停用；高温熔体通过孔隙渗入砖体或套砖与砖本体之间造成严重蚀损；因热震造成的损坏剥落。

透气砖主要材质有：刚玉质、铬刚玉质、高铝质和镁质等。

提高透气砖寿命的主要措施：选择高抗冲刷、耐热震的材料；改进透气砖结构；透气砖合理安装；快速更换系统；增设安全报警装置；主气体管路的维修。

4．滑动水口

早期的钢包铸钢控制是靠塞棒来实现的，但塞棒存在使用寿命低，安全性差，消耗大等诸多问题，现在已被滑动水口所取代。滑动水口位于钢包的外部，起钢水流量的控制调节作用，它不受钢水搅拌、熔剂喷入和钢水停留时间的影响，且操作方便，采用滑动水口易实现浇注操作自动化，消除钢水、渣的停留时间以及浇注时间对流量控制的影响。

滑动水口装置与塞棒系统比较其优点如下：

(1)装置安装在钢包外部，装卸方便、浇注安全可靠，能实现浇注自动化；

(2)钢包烘烤时间短，预热温度高，钢水温降少；

(3)能准确控制钢水的浇注速度，有利于提高钢的质量；

(4)钢包周转快，间歇时间短，受急冷急热的影响小，能延长钢包寿命，降低耐火材料消耗。

滑动水口的结构形式包括：机械装置部分；驱动部分（手动与液压）。其运动方式有两种：直线往复式――当滑板作直线往复运动时，调节滑动板与固定板之间的流钢孔来控制钢流。回转式――滑动板作旋转运动，以调节流钢孔大小和控制钢水流量。

滑动水口中的滑板直接控制钢水流量，为改善钢的质量，防止结瘤堵塞，使浇注系统易于实现自动化，板坯连铸机多采用双层式滑动机构。滑板则是决定滑动水口功能的关键部分，由于滑板反复接触高温钢水，蚀损严重，使用条件苛刻。要求滑板有高强度、抗侵蚀、抗剥落等良好性能，在浇注过程中保证滑动面之间不能漏钢水，滑板必须具有以下性能：（1）滑动面应光滑、平整度≤0.05mm；(2)机械强度高；（3）耐钢水和熔渣的侵蚀能力强；（4）不易附着钢水；（5）有良好的热震稳定性，保证使用中不会从裂纹中漏钢。

钢包中的滑动水口主要包括上下座砖、上下水口、上下滑板几部分，其密封主要在上水口与上滑板、下滑板与下水口相连接处用火泥，上下滑板之间靠滑板的平整度来密封。浇注过程中，一般每浇一炉或几炉后，必须更换下滑板和下水口，并重新安装，以保证使用的安全。

4.1滑板砖

滑板是连铸生产中控制钢水流量的关键部件，其性能的好坏直接决定着生产的安全和正常进行。影响滑板使用有以下几个方面：

(1)由于热震引起的铸孔周围的龟裂和碎裂。在高温钢水与耐火材料接触时都要产生微小的裂纹，因此提高滑板材料的热震稳定性以及限制裂纹的扩展所采取的措施就极为重要；

       （2）钢水和熔渣侵蚀和冲刷。滑板的抗侵蚀和冲刷能力将明显影响其使用寿命。侵蚀主要来自钢水中的Mn、MnO、FeO、CaO等成分与滑板中的SiO₂等杂质成分引起的，减少滑板中的SiO₂有利于提高抗侵蚀性，增加碳能有效阻止钢水及氧化物的渗透和反应，添加防氧化剂可有效防止碳的氧化。

        （3）滑板材料在滑动中磨损，特别是当滑板有一定的损伤，凝固的钢在滑动时引起的滑动面磨损尤其严重。因此应提高滑板强度，另外还要使滑板保持较低的气孔率和平滑的表面，以减少钢水的贯通和渗透。采用高压成型和真空油浸是提高强度和降低气孔率的有效途径。

4.1.1烧成铝碳滑板

烧成铝碳滑板是以氧化铝原料如板状刚玉、电熔刚玉、莫来石、特级矾土等为主要原料，引入碳素材料如磷片石墨、碳黑、沥青、活性碳等，并添加其它少量材料如金属硅、金属铝、碳化硅、碳化硼等，以酚醛树脂作结合剂，经配料、混合，高压成型，在1300～1500℃的还原气氛中烧成，再经油浸碳化处理，最后对工作面进行磨光，用钢带在滑板外围打箍，并在非工作面粘贴石棉板和马口铁后，就成为滑板成品。

铝碳滑板基本生产工艺是:氧化铝原料(刚玉、矾土熟料)经破碎筛分后按一定颗粒级配进行配料，加入湿碾机或高速混练机中混合3～5分钟，加入酚醛树脂结合剂，混匀后再加入石墨、防氧化剂（金属硅、碳化硅、碳化硼、金属铝等）、氧化铝细粉，混合10～30分钟出料。成型采用630吨以上高吨位压砖机，按照砖的形状、尺寸，精确称量物料，需要复合的要分别称量两种物料的重量，称量好的料加入到模具内，成型到规定尺寸，每块砖要测量外形尺寸、平整度、对角线尺寸，每班要抽查10％的单重，每一车砖要检测气孔率、体积密度，凡发现不合格现象必须报废并查找原因。成型后的砖坯一般需经自然干燥后才能入干燥器，砖坯在干燥器内按一定的升温曲线进行干燥，干燥后的砖坯经过检查后合格的半成品才能装窑。烧成采用梭式窑、倒焰窑、隧道窑等烧成设备，滑板的烧成采用还原气氛，需要砌匣钵，装入滑板后用炭粒保护，烧成温度在1300～1500℃。烧成后滑板要进行油浸，油浸采用立式或卧式真空－加压油浸装置，滑板经预热后放入油浸罐内，密封后抽真空至真空度133Pa以下，充入预热到200℃左右的中温沥青，沥青被吸入到滑板的开口气孔中，为了让沥青更多地进入到滑板的气孔中，对罐内进行加压，压力达到1.0～1.4MPa，经一定时间的浸渍后既可卸压，抽出沥青，取出滑板。有些滑板需要干馏处理，使沥青碳化，以防止使用过程中粘连或污染环境，热处理温度一般在500℃左右；浸油或热处理后的滑板需对表面沥青进行清理。为了提高滑板的使用性，防止裂纹的产生和扩大，要用钢带对滑板周边打箍。为了提高滑板在开拉过程中的灵活性，防止从滑动面之间漏钢，滑动面要在磨床上进行加工，要求平整度小于0.05mm。磨制后的滑板经检验合格后，要在背面粘贴石棉垫和马口铁，其作用主要是减少通过滑板传递到滑动机构上热量，防止烧毁机构。

滑板生产中需注意的事项：（1）配料要严格按比例称量，细粉要混均匀，配混合粉时，添加剂要加在物料中间，经混合机搅拌的混合粉要抽查其化学成分是否均匀；（2）经湿碾机或高速混练机混合的物料要控制其温度，以防止物料温度过高或过低影响混料效果和成型性。冬季需采取保温措施或对物料加热，夏季要尽量降低室温度，最好能保持在25℃左右。（3）成型时压力要先轻后重，中间排气，避免层裂；经常检查底盖板的弯曲度，防止滑板变形造成废品；（4）严格控制烧成过程中的升温曲线，特别是含氧化锆的产品，升降温时必须严格控制防止出现裂纹；（5）滑板磨制时必须严格控制平行度和平整度；（6）滑板在搬运或加工过程中要轻拿轻放，在固定或打箍时要用木锤或橡皮锤轻轻敲打，严禁用铁锤。

滑板在使用中需注意的事项：（1）滑板运到使用现场后要先放在烘干房中预热；（2）滑板安装时，与水口接触面火泥要抹匀，不准用铁锤敲打；（3）安装后要检查弹簧的压力，并对机构进行推拉，以检查开闭情况；（4）使用中要注意滑板的开拉情况，多次使用的滑板，要检查滑动面的裂纹、侵蚀、拉毛情况；在检查中发现有夹钢现象时严禁再次使用；（5）尽量减少烧氧对滑板的影响。

4.1.2铝锆碳滑板

影响滑板长时间使用的主要因素是各种裂纹的形成。为提高滑板的使用寿命就必须进一步提高其抗热震稳定性，降低材料的热膨胀系数是最有效的途径。用进一步增加滑板中的碳含量来降低热膨胀系数是不可取的，因为这也增加了碳氧化的危险，从而可降低其抗冲刷和抗侵蚀性能。增加原料中的SiO₂量即增加莫来石含量也可以降低热膨胀系数，但同样使抗侵蚀性下降。

ZrO₂在升温和降温的过程中伴有较大体积变化，这种可逆的体积变化可有效抵消材料内的热应力，热震稳定性大大提高。锆莫来石在较低的温度下的热膨胀与莫来石是相同的，但在1000～1500℃的高温下的热膨胀率明显低于莫来石。所以，滑板配料中引入锆莫来石料可以使滑板的抗热震性明显提高，特别是在高温下的热波动中很不容易产生裂纹。另外，ZrO₂具有优良的抗侵蚀性，使得含锆莫来石的滑板的抗侵蚀性优于含莫来石的滑板。可以说，铝锆碳滑板是目前性能最优的滑板。

铝锆碳滑板制造工艺与铝碳滑板的主要差别在于有锆莫来石取代了莫来石，其加入量在7～45％之间，过少则显示不出优良的抗热震性和抗渣性，若过多，滑板的抗 侵蚀性不理想。铝锆 碳滑板的热膨胀系数低、弹性模量小，因而其抗热震性大大提高，但是引入锆莫来石可能会降低制品的冷态和热态强度。

另一类滑板，配料中引入锆刚玉料。锆刚玉料含Al₂O₃70～90％，ZrO₂2～30％，主晶相是刚玉和斜锆石，显微结构呈现出单斜ZrO₂分散在刚玉晶粒的晶界上。这种锆刚玉料是用工业氧化铝和氧化锆原料，采用电熔法或烧结法合成，价格较锆莫来石贵。目前有些厂直接添加ZrO₂来制作铝锆碳滑板，也取得了较好的使用效果。

4.1.3低碳滑板

在浇注超低碳钢、合金钢、高氧钢等钢种时，就要采用低碳滑板或无碳滑板。其品种主要有碳含量低于5％的铝碳、铝锆碳滑板或不含碳的刚玉质、刚玉莫来石质滑板。

4.1.4碱性滑板

在浇注高氧钢、高锰钢、Ca处理钢、镇静钢等钢种时，由于钢水中的氧与滑板中的碳反应，因氧化失碳形成变质层，结构疏松，被钢水冲刷而损毁；滑板中的Al₂O₃与钢水中的FeO(MnO)反应生成低熔物造成化学侵蚀。改进的方法是从提高抗侵蚀性和耐磨性入手，一方面提高MgO含量，同时改善配料中的颗粒组织，以增强高温强度。碱性滑板的主要材质有镁质、镁尖晶石质以及镁锆质等。

表4 高温烧成滑板理化指标

4.1.5中间包三层式滑板

中间包多炉连浇时,由于浇注时间长,常出现中间包塞棒失控,采用滑动水口可有效避免事故的发生。滑动水口安装在中间包底部，它不像塞棒那样长时间浸泡在钢水中。中间包滑动水口结构与钢包不同，在连铸过程中，为使浸入式水口保持在同一浇注位置，上下板都是固定的，另加一块中间板来对钢水流量起控制和调节作用，因此中间包滑板采用三层式。

三层式滑板的特点是中间的滑动板不用火泥，用金属带嵌板进行固定，对控制裂纹的扩展起到良好的作用。要严格检查滑动面的平行度。中间滑板滑动面的不平行度不应超过0.1mm。浇注初期，为防止钢水在滑动水口的流钢道内冷凝，安装有塞棒或陶瓷溢流管，阻止冷钢液流入水口信道，保持钢水在中间包内形成必须的液面，并严防更换浸入式水口时，因钢水冷却在信道内凝结或非金属性夹杂物，堵塞信道。

但由于中间包的容量和受的钢水温度均与钢包有较大的差别。且使用条件不同，对中间包滑动水口装置及其所用耐火材料的要求更高。

（1） 耐火材料部件与熔渣不发生相互作用；

（2）       中间包内钢水温度钢包内钢水温度40～80℃；

（3）中间包与滑动水口装置的耐火材料要预先加热到 800℃以上；而钢包滑动水口装置的耐火材料在浇注开始前仅为100℃左右；

< class="MsoNormal" style="MARGIN: 0cm 0cm 0pt; TEXT-INDENT: 28pt; mso-pagination: lines-together no-line-numbers; mso-hyphenate: none">（4）浇注时中间包滑动水口装置，耐火材料使用一次的温差从开始的700～800℃至1520～1560℃（浇钢温度）；而钢包滑动水口的耐火材料多次使用时，一个周期的温差则的100～400℃至1600～1670℃；

（5）中间包滑动水口装置在使用时要求有特定的功能：吹氩、防止钢水在流道内凝结、防止结瘤，保证浇注顺利。

中间包滑板的材质一般采用低SiO₂或无SiO₂的铝锆碳滑板，镁尖晶石滑板。

连铸用耐火材料

1。概论

连续铸钢是20世纪60年代发展起来的一种新型铸钢技术，它省掉了初轧工序，从钢水直接铸成钢坯，提高了金属收得率，降低生产成本，节约能源，铸坯质量好，机械化和自动化程度高。连铸技术得到推广的一个重要标志是滑动水口的开发和应用，滑动水口的采用使连铸操作实现自动化。我国自80年代开始推广应用滑动水口，到2000年底，我国连铸钢产量已达到80％，有十余家钢厂已实现全连铸。

连铸技术的迅速发展使其相关的耐火材料在品种和质量上都得到相应的发展和提高，连铸用耐火材料的发展又对连铸生产和连铸钢坯质量产生重大影响。特别是宝钢的建成投产对国内耐火材料的技术进步起到了巨大的推动作用，连铸用耐火材料无论从品种还是质量都取得了巨大的发展。

连铸用耐火材料是连铸机组中的重要部位，除具有一般耐火材料的特性外，还要求有净化化钢水、改善钢的质量、稳定钢水的温度和成分、控制和调节钢水流量等功能，因而被称为功能耐火材料。

连铸系统用耐火材料品种包括：（1）钢包耐火材料――钢包衬、永久衬、透气组件等；（2）中间包耐火材料――永久衬、涂料、绝热板、包盖等；（3）功能耐火材料――无氧化浇注用长水口、浸入式水口、整体塞棒、滑动水口；（4）钢水净化用陶瓷净化器、挡渣堰、碱性涂料和水平连铸用分离环、闸板等。

连铸用耐火材料要反复经受钢水的热冲击和钢水的冲刷、钢渣的侵蚀，因此耐火材料应具有较高的强度、较好的热震稳定性、良好的抗侵蚀性以及一些特殊的功能如透气性、净化钢水功能、调节流量、保护浇注等优良性能。

2。钢包用耐火材料

随着炼钢技术的发展，钢包不仅是储运钢水的容器，还承担着钢水处理和精炼的功能。随着精炼的发展，钢水在钢包中停留时间延长，钢水温度增高，并伴有强烈的吹气搅拌、真空处理、电弧加热以及熔渣的侵蚀作用，对钢包用耐火材料提出了更高的要求:

(1)              高温下能形成半熔融状态的致密层，并减少粘渣；

(2)     nbsp;        使用过程中有一定的膨胀性，砖衬能形成一个整体，不开裂、不剥落；特别是包底不能因为收缩开裂造成脱落；

(3)              钢包为间歇式作业，经受冷却――高温的反复热循环作用 ，砖必须有良好的抗热震性和抗剥落性；                                                                    

(4)              为保持钢水的洁净度，要求钢包有良好的抗侵蚀性，高温下耐火材料尽量少熔入钢水；

（5）从经济角度出发，要求钢包衬有良好的施工性能且价格适当。包衬用耐火材料已从定形制品向不定形材料发展。

2.1包衬用材料

2.1.1永久衬用耐火材料

钢包一般采用三层砌筑结构即隔热层、永久层和工作层。绝热层一般采用轻质粘土砖、硅酸铝纤维毡或轻质浇注料砌筑。而永久层目前普遍采整体打结的方式，材质有水玻璃结合的铝镁浇注料、低水泥或超低水泥高铝浇注料。永久衬的施工是在隔热层砌筑完后，在其表面粘一层牛皮纸以防吸浆，然后放上胎模浇注永久层，永久层施工一般采用振动成型，为改善施工条件、减轻劳动强度，我厂开发了钢包永久衬用自流浇注料，取得了较好的使用效果。

2.1.2包壁用耐火材料

我国在80年代钢包普遍采用高铝砖和叶蜡石砖，随着连铸的发展，钢水在钢包内停留的时间延长，砖衬出现熔损、剥落，寿命降低。为提高包衬寿命，减少渣的侵蚀，开发了在Al₂O₃-SiO₂系材料中引入MgO的Al₂O₃-SiO₂-MgO系材料，利用MgO与Al₂O₃高温下生成镁铝尖晶石，且产生一定的膨胀作用，具有极好抗侵蚀和抗渣渗透性。同时MA尖晶石可与渣中的FeO反应形成铁铝尖晶FeO+MgO•Al₂O₃≒MgO+FeAl₂O₄;过量的FeO与MgO形成固溶体，提高了渣的粘度，减少了渣的侵蚀与渗透。

2.1.2.1水玻璃结合不烧砖

水玻璃结合铝镁砖骨料采用一级矾土,细粉用特级矾土粉和一级镁砂粉,采用水玻璃作结合剂,机压成型后经低温热处理即为成品.该产品在模铸的大、中型钢包上使用 ，取得了较好的使用效果。

为提高铝镁砖的抗侵蚀性，在不烧铝镁砖的基础上添加石墨制成的不玻璃结合铝镁碳砖，在中小型模铸钢包上使用，寿命达到50～100次，因其价格低廉，在中小钢厂得到推广。

2.1.2.2树脂结合铝镁碳砖和镁铝碳砖

树脂结合铝镁碳砖原料采用特级矾土熟料、高铝刚玉和镁铝尖晶石等作骨料，添加镁砂细粉、磷片石墨、碳化硅及氧化铝粉，用树脂作结合剂经高压成型，低温热处理。该产品具有强度高、抗侵蚀性好、抗剥落性好、抗热震性和不粘渣等优点。在大型连铸钢包上使用，寿命达到50～100次；特别是在LF－VD精炼炉上得到应用。

树脂结合镁铝碳砖与铝镁碳砖生产工艺基本相同，主要原料是在镁砂中添加预合成的镁铝尖晶石，利用两者在高温下线膨胀系数差别较大的特性，来缓冲因温度变化产生的热应力，减轻热剥落；添加炭素材料，高温下形成碳网结构，有效地阻止熔渣的侵蚀和渗透。镁铝碳砖有较好的抗侵蚀性，适用高碱度渣及LF精炼包等更苛刻的条件。

目前国内大中型钢包包壁普遍采用树脂结合的铝镁碳砖和镁铝碳砖，已经满足了钢厂的需要。LF(电弧加热钢包精炼)法及LFV（真空电弧加热钢包精炼）法钢水温度更高、熔渣碱度大、加之吹气搅拌以及真空或还原气氛，耐火材料要承受化学反应与熔损、高温真空下的挥发、熔渣的侵蚀以及热冲击和机械冲刷，要求耐火材料的强度要高、热震稳定性好、抗渣侵蚀性好。精炼炉包壁采用铝镁碳砖或镁铝碳砖，使用寿命普遍达到50炉以上；在真空冶炼的情况下，使用镁钙碳砖的效果要于铝镁碳砖。

ASEA－SKF（电弧加热 电磁搅拌精炼）法冶炼，耐火材料要经受电极电弧的强烈辐射、高碱度高温熔渣的强烈侵蚀与溶解、高温真空下的还原、电磁搅拌和包底吹氩所造成强烈冲刷和磨损以及内衬温度的急剧变化。我国在SKF炉内衬高侵蚀区采用电熔再结合镁砖及镁铬砖，低侵蚀区采用高铝砖，平均寿命达到30炉左右。欧洲普遍采用镁白云石砖，寿命在20～30炉。

表1 优质钢包衬砖

2.1.2.3包衬用浇注料                                       

80年代,国内中小钢包采用水玻璃结合的铝镁浇注料,以一级高铝矾土作骨料,添加镁砂细粉,用不玻璃作结合剂,外加氟硅酸钠作促凝剂,在中小钢厂模铸钢包上使用平均寿命达到60～80次，基本满足了模铸生产的需要。但随着连铸的发展，浇钢时间延长，浇钢温度提高，水玻璃结合的铝镁浇注料其抗侵蚀性、抗剥落性已不能满足生产的需要。在90年代，又开发了低水泥、超低水泥结合的尖晶石质浇注料，其品种有适应中小钢厂使用的矾土尖晶石浇注料、适应大型钢包和精炼需要的刚玉尖晶石浇注料。矾土尖晶石浇注料是以特级矾土为骨料，添加预合成的尖晶石，利用尖晶石抗侵蚀性好和热震稳定性好的特点，同时适量添加镁砂在更高的温度下与矾土颗粒继续反应生成尖晶石，伴随着持续性的膨胀有利于保持高温下的体积稳定性；采用SiO₂超微粉和MgO与水形成凝聚结合以及合适的减少剂，实现低水分下有较好的流动性和较高的强度，具有较好的抗侵蚀性和抗剥落性。矾土基尖晶石浇注料在国内中小型连铸钢包上使用寿命达到100炉以上。随着大型钢包连铸及精炼的发展,普通的铝镁浇注料已不能满足使用寿命的要求,在此基础上又开发了刚玉尖晶石浇注料,降低水泥用量,合理控制MgO含量,调整尖晶石含量；具有更好的抗侵蚀、抗渗透以及抗剥落性，在宝钢、首钢、武钢等钢厂大型连铸钢包上使用寿命均超过150次，且使用过程中没有大的裂纹和剥落现象。

表2  钢包浇注料理化指标

输油气高等级管线钢的技术开发及应用

随着长输油气管道向大口径、高压力的方向发展，更高级别管线钢的技术开发已迫在眉捷。因为，随着管道中径的增大以及输送压力的增高，采用低钢级的管道需要增加壁厚，这样就要增加管道的建设成本。另外，管道壁厚的增加也给制管带来一定的难度。因此，针对今后油气输送用管道高效率的要求，必须开发高强度、高韧性管道用钢，以使管道能够低成本、高效率、安全运行。
  在高钢级管线钢的开发使用方面，２０世纪６０年代初期Ｘ６０管线钢就已经开始投入使用，１９６８年日本三大钢铁公司为环阿拉斯加管线系统工程ＴＡＰＳ供应了Ｘ６５钢级的管径１２１９毫米的钢管，在高强度管线钢管的生产上开创了新的里程碑。在此后的几年中，高钢级管线钢的开发逐渐加快，到８０年代，Ｘ７０级管线钢就逐渐被引入到管道工程建设中。到９０年代，Ｘ８０钢就已经被开发出来，并被逐渐投入使用。与此同时，国外一些厂家也加强了对Ｘ１００和Ｘ１２０级管线钢的开发和储备。
  国外Ｘ７０钢级管线钢的概况以及西气东输工程使用钢管的情况
  ２０世纪７０年代初，Ｔｒａｎｓｃａｎａｄａ首次使用了Ｘ７０级管线钢管，迄今已建设了近６３００余公里的管线。而欧洲钢管公司到２００１年底已经生产出Ｘ７０级管道钢管近３２１万吨。目前Ｘ７０管线钢的生产技术在欧洲钢管、新日铁、住友、ＮＫＫ、ＡＷＡＳＡＫＩ、ＩＰＳＣＯ、ＩＬＶＡ等公司均已成熟，并且可以批量供应管道工程，正在向厚壁、深海、抗腐蚀方向发展。对于Ｘ７０卷板，ＰＯＳＣＯ、ＩＰＳＣＯ可以批量厚度达１７．５毫米的板卷。法国的ＳＯＬＡＣ公司也按照西气东输工程的技术标准生产出了１７．５毫米厚的板卷。
  西气东输工程应用的１１０万吨钢材中，有直缝焊管８２万吨、热轧钢板１３万吨、热轧卷板１５万吨。由于供货单位均为国际知名厂家，因此，其产品质量基本代表了国外Ｘ７０管线钢的性能水平。
  １ 直缝焊管
  直缝焊管进口厂家主要有欧洲钢管公司、日本新日铁、住友金属、ＮＫＫ四家公司，产品性能符合西气东输的技术标准Ｑ／ＳＹ　ＸＱ１５－２００２。其金相组织检测表明均为针状铁素体组织。
  ２ 热轧卷板
  西气东输用热卷板主要是１５５０毫米×１４．６毫米尺寸规格，用于试验的少部分是１５５０毫米×１７．５毫米规格的。其三种主要化学成分分别来自前、中、后三期产品。都是采用ＮｂＭｏ系列，强度和韧性远高于标准要求。在成型过程中各螺旋管厂均发现，大部分卷板经过螺旋成型后，其母材强度不降反升，其包辛格效应与传统的珠光体＋铁素体组织有很大差别。但从试验结果来看，卷板的性能均匀性与稳定性还有待于改善，尤其是在板边和卷板头尾处。
  ３ 热轧钢板
  热轧钢板分别由韩国浦项制钢、日本住友金属、新日铁和ＮＫＫ四家生产厂生产。
  在对其物理、化学性能进行分析后，我们可以看出，第２、３、４项屈服强度和抗拉强度较高。第３、４项的冲击性能较高。对应的化学成分中Ｍｏ都按照标准要求调整在０．１５％～０．３％之间，Ｎｂ含量在０．０１％～０．５％的上限。但是第２、３、４项的Ｎｉ、Ｃｕ的含量较高。
  ４ Ｘ７０管线钢目前存在的主要问题
  （１）ＤＷＴＴ试验的试样选择：Ｘ７０以上钢级的管线钢强度高、韧性好。在ＤＷＴＴ试验中，如果钢管壁厚超过１７毫米以上，Ｐｒｅｓｓｅｄ缺口试样容易失效。Ｃｈｅｖｅｒｏｎ缺口试样又无法用于大批量工业生产中。所以，一种新的有效评价高钢级厚壁管线钢的试样或方法有待于研究确定。
  （２）ＤＷＴＴ脆性面积的计算：因强度、韧性太高，ＤＷＴＴ出现反韧脆现象（Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）。这时有效剪切面积如何计算，至今没有统一的方法。也没有见到该钢级相关爆破实验来验证（只有Ｘ６５级钢有）。
  （３）热轧卷板性能的均匀性以及厚壁卷板的生产问题。
  Ｘ８０级钢的开发与使用
  １９８５年德国Ｍａｎｎｅｘｍａｎｎ公司（后并入欧洲钢管公司）成功地研制了Ｘ８０级管线钢后，日本住友金属、新日铁、ＮＫＫ等公司也生产了Ｘ８０级油气输送用钢管并成功地应用于美国、俄罗斯、科威特、加拿大、英国、新加坡等国家的油气输送及油田地面工艺管道。管径在５３３．４毫米～１２２０毫米。
  加拿大Ｔｒａｎｓｃａｎａｄａ于１９９１年开始小规模试用Ｘ８０级管线钢管。至今已成功地铺设了４００余公里，并成功地将Ｘ８０级管线多管铺设在Ａｌｂｅｒｔａ省的冻土地带。
  北美的ＩＰＳＣＯ公司于１９９４年开始开发Ｘ８０级管线用干管，用于ＮＯＶＡ公司的输气管线上。
  至此，已有近十个国家和地区在长距离输送油气及油田工艺管道中采用了Ｘ８０级管线钢管。
  １　Ｘ８０级管线钢的冶炼技术
  为了生产高级别管线钢，各厂家已经成功地开发了一系列的冶炼技术。其中关键技术就是使钢纯净化，以使钢的硫、磷含量降到最低。冶炼技术包括转炉、预处理、钢水包处理以及真空除气后的连铸工艺。
  低硫含量能够加高强钢的裂纹扩展吸收能力。大规模生产硫含量在１０ｐｐｍ以下的钢是可行的。通过同时降低碳和硫的含量，可以在Ｘ１００以上的高强度钢中获得高韧性。钙处理技术控制了夹杂物的形态，从而改善在酸性环境下钢管的抗ＨＩＣ能力。
  真空除气的应用能够大规模生产纯净钢。此外，在真空处理的过程中，对合金元素的精确控制能把钢的化学成分控制在一个很窄的范围内，从而把钢管的性能波动降到最低。
  降低由连铸带来的中心部位偏析是生产抗酸性环境钢的关键技术。炼出纯净钢只是第一步，对凝固区的控制才能达到最终降低偏析的目的。采用ＴＭＣＰ（热变形控制工艺）技术研制出了抗酸性环境的Ｘ８０级钢，能通过控制材料中的相变来降低偏析。
  ＴＭＣＰ技术是生产酸性环境下运行的高级别管线钢的至关重要的技术。最初引进控制轧制技术是为了获得高强度高韧性钢板，而增加对再结晶和相变过程的控制后，已成为获得细化的铁素体组织的技术。在ＴＭＣＰ过程中，除了使用控制轧制技术外，还利用终轧后的控制冷却技术使钢的金相组织从细化的铁素体为主向细化的贝氏体为主转变。通过ＴＭＣＰ技术既能获得更高的强度和更高的韧性，又能保证焊接所要求的合适的碳含量。为了获得超过Ｘ８０级的超高强度，还利用了马氏体相变的强化作用。认真地选择轧制条件和冷却条件可以获得最佳的组织。
  终冷温度是低碳钢获得高强度的一个重要的影响因素。高强度可以通过强化冷却加上低终冷温度来获得。也可以提高碳当量来实现。但是，低碳当量具有更好的焊接性能。众所周知，随着强度的提高，材料的延伸率和韧性都会下降。
  ２　部分Ｘ８０级管线钢的化学成分
  国外部分厂家生产的Ｘ８０级管线钢的冶金原理不尽相同，但主要是采Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂ等合金元素，结合控制轧制、控制冷却，达到要求的强度、韧性、焊接性能。其中合金元素的选择、终轧温度、冷却速度和终冷温度是生产工艺的关键技术。
  ３ Ｘ８０管线钢的可焊性
  ＩＰＳＣＯ公司按ＮＯＶＡ批准的工艺对Ｘ８０级管线钢进行了可焊性试验。试验采用Ｅ５５０１０－Ｇ焊条（ＴｈｙｓｓｅｎＣｅｌ８０）、预热７５摄氏度，根部间隙为１．５毫米～０．５毫米。在无几何缺陷的试样上没有发现裂纹，实验结果表明，适用于已确定的现场焊接工艺。
  Ｘ１００级管线钢的开发
  １９９８年Ｔｒａｎｓｃａｎａｄａ就着手Ｘ１００级管线钢的开发及应用等方面的研究。２００２年９月，ＮＫＫ提供的１４．３毫米厚的Ｘ１００级管线钢管被用于ＷＥＳＲＰＡ项目中的试验段，取得了一系列的技术成果。为检验管材的止裂性能，还用直径９１４．４毫米的６９０级钢管进行了两次全尺寸爆破试验，结果表明，扩展裂纹的止裂与预测的止裂韧性值相符。据此，２００２年新版的加拿大管道标准ＣＳＡＺ２４５．１－２００２中也首次将该钢级列入标准中。
  英国ＢＰ公司５年前开始与钢铁和制管企业合作，为非酸性天然气输送管道开发了Ｘ１００级管线钢管，并进行了冶金、理化性能评价，可焊性评估以及钢管现场弯曲试验。为确定Ｘ１００管材对钢管长距离开裂的止裂能力，还进行了多次全尺寸爆破试验。
  欧洲钢管公司也生产出几百吨Ｘ１００级管线钢，钢板厚度可达２０毫米，用来制造口径为９１４毫米的钢管。目前还试制了２５．４毫米厚的钢板。有人认为，真正影响Ｘ１００推广使用的因素是现场焊接问题。但是，意大利的ＳＮＡＭ公司针对欧洲钢管公司生产的Ｘ１００级管线钢对其现场焊接特性作了多种焊接工艺试验，认为只要采取适当的措施，Ｘ１００现场焊接的焊缝强度和韧性是可以获得满意的结果。
  对于Ｘ１００，欧洲钢管公司和英国钢管公司及意大利ＳＮＡＭ公司曾经做过三种不同的尝试：第一种是高含碳量和低冷速、高终冷温度；第二种是低含碳量和高冷速、低终冷温度；第三种介于上述两者之间。经比较发现，方法三尽管Ｃｅｑ为０．４６，但是在确保强度的同时，还是可以得到良好的低温冲击韧性和满意的现场焊接性能。
  目前各家均采用低Ｃ高Ｍｎ的纯净钢，结合微Ｔｉ处理，在炼钢和轧钢的过程中通过Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂ和Ｎｉ等合金元素的固溶强化、沉淀强化、细晶强化等原理，得到高强度和高韧性以及良好的焊接性能。对于Ｘ１００化学成分的准确控制、非再结晶区的总压下量、终冷温度及Ｂ＋Ｍ组织的控制是各家比较注意的关键点。
  Ｘ１２０级管线钢的开发情况
  ＥｘｘｏｎＭｏｂｉｌ很早就着手Ｘ１２０级钢的研究开发工作，针对新的合金设计、热轧钢板的热动力学和相变机制、ＨＡＺ和焊缝金属的性能，ＥｘｘｏｎＭｏｂｉｌ在实验室进行了几次小规模钢板实验，取得了６项专利。在１９９６年分别与日本新日铁和住友金属签订Ｘ１２０钢管联合开发协议，以期进一步开发和推行商业化应用。具体已做了以下几个方面的工作：
  （１）合金化原理和轧钢、制管工艺的确定：为降低成本、增强可焊性，他们采用纯净钢通过Ｎｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ等元素以及反复试验控轧快冷工艺，获得下贝氏体或板条马氏体，结合新的焊接工艺，最后生产出了强度为８２７兆帕的管线钢管，晶粒细小、具有良好的韧性。此外，通过ＣＴＯＤ和Ｊ积分断裂力学试验，还对Ｘ１２０的起裂、止裂韧性进行了研究，以期在经济许可的情况下最大限度地提高低温韧性。
  （２）母材、ＨＡＺ、焊缝金属的力学试验和适用性验证实验：这些试验包括小型的屈服强度和拉伸强度以及环扩试验、水压爆破实验、裂纹扩展试验、起裂韧性试验。
  （３）焊接技术和工艺的研究：自主研究出一种新的焊丝，用于环焊缝焊接（目前已经有两家可以商业化生产），和ＣＲＣ－Ｅｖａｎｓ一起开发出新的自动工艺用于生产、补焊和对头焊，并在实验室和现场得到验证。２００２年底一套完整的工艺将交付具有资质的焊接合同方使用。
  （４）管线设计方针的确定：现行管线设计标准和原则仅限于屈服强度５２２兆帕以下级的钢。对于Ｘ１２０，目前既没有运营历史也没有大量的实验数据予以验证，为此需在海洋管线标准ＤＮＶＯＳ－Ｆ１０１的基础上针对Ｘ１２０做适当的修改。ＥｘｘｏｎＭｏｂｉｌ做了很多基础研究工作。作为一种设计方法，极限状态法２００２年以来已经得到部分企业的认可，并在Ｘ８０等级管道设计上得到了应用。对此ＥｘｘｏｎＭｏｂｉｌ已有不少经验。
  （５）Ｘ１２０的应用环境评定：ＥｘｘｏｎＭｏｂｉｌ　下一步准备将Ｘ１２０用于地震、极地地区等恶劣环境。在过去的几年里，他们通过对这种环境大量的分析、研究积累了丰富的设计、使用经验，并有一套工艺用来评价新材料的适用性。一般分为两步：第一步对克服由于地震、冻土引起的地层临时、持久的运动而需要管线的应变要求进行量化；第二步对钢管及其焊缝适应地层运动产生的塑性应变的能力进行量化。
  （６）加强对Ｘ１２０现场应用的信心和严酷环境下应用的可行性。
  Ｘ８０及以上钢级管线钢存在的问题
  （１）屈服强度的准确测量难。对于高钢级的管线钢管，平板试样由于在压平过程中屈服强度降低，不准确；环扩试验由于费时、成本高，不适合工业生产用；圆棒试样可以防止包辛格效应，但是尺寸太小，不足以代表全尺寸钢管的性能。因此，工厂和用户之间还需就如何准确测量Ｘ１００级的Ｙｓ和Ｔｓ进行交流。
  （２）母材和焊缝金属强度的匹配与ＨＡＺ和焊缝金属的韧性之间的矛盾。在Ｘ８０及以下钢级，焊缝金属强度一般比母材高，采用过匹配，破坏性试验一般在母材失效；在Ｘ１００中由于兼顾焊缝金属的强度和韧性，过匹配变小。对于Ｘ１００，可采用降低碳含量以使冷裂纹系数Ｐｃｍ尽量降低，提高夏比冲击功，确保动态止裂韧性，但是ＨＡＺ的软化却变得更加严重。所以，对于Ｘ１００来说，母材金属的可焊性、ＨＡＺ的软化、焊缝金属性能等方面仍待改善。
  （３）屈强比的升高与稳定塑性变形能力的矛盾。Ｘ１００的屈强比可能超过０．９３，因而稳定塑性变形的能力将会比低钢级小。ＴＭＣＰ工艺适合批量生产高强度管线钢板，但同时屈强比也会随着强度的增加而变大。为兼顾经济效益和生产率，钢厂必须生产出低屈强比的高强度钢。同时，还有必要在各个环节修改标准，其中包括钢管的塑性变形，如现场冷弯和１００％ＳＭＹＳ的水压试验。
  （４）止裂韧性与壁厚减薄之间的矛盾。大口径高压输送可以提高输送效率，而用高钢级薄壁钢管也可减少管线建设成本。但随着壁厚减薄、压力升高，要求有更高的止裂韧性。从目前生产出来的Ｘ１００来看，还存在一定的局限性。
  （５）目前还没有一个Ｘ１００钢级的通用标准。
  （６）由于Ｘ１００或更高钢级的钢管屈强比以及韧性都很高，势必带来管道设计理念的变化。高钢级管线钢的生产、标准的制定、管线设计原则三者如何有机地结合起来，还待进一步验证、推广。
  目前，Ｘ７０级管线钢厚板、卷板、钢管已经大批量生产出来并被投入使用，技术完全成熟。Ｘ８０级管线钢也已被成功地开发出来，并投入陆上管线建设中，主要技术问题已经解决，但具备批量商业生产条件的厂家不多。Ｘ１００级管线钢已被一些钢厂生产出来，但是在设计、焊接等方面还需进一步研究、完善。Ｘ１２０级钢只是限于个别厂家研究开发，目前还处于开发阶段。

铌在特殊钢中的应用

中信微合金化技术中心专家委员会

孟繁 茂

摘  要 本文综述了铌在特殊钢中的应用，重点介绍了铌、钒、钛的冶金特性及其应用原理，提出铌在我国特殊钢品种结构调整、性能优化的应用及其重要性。

关键词 铌、微合金化、特殊钢

Niobium Application In Special Steels

MENG Fanmao

(Expert Committee of CITIC Microalloy Technology Center)

Abstract       This paper discusses Niobium application in special steels and introduces the metallurgical characteristics of Nb, V, and Ti and related application theories.  It also voices the importance of Nb in the aspects of product mix adjustment and property optimization of special steels.

Key Words   Niobium, Microalloying, Special Steels

    一、迎接WTO的挑战

    WTO就要来临了，我国即将加入世贸，这是大好形势。“山雨欲来，风满楼”，各行各业都在准备迎接世界经济洪流进入我国市场的挑战。特钢行业也不例外。近期，关于特殊钢生产现状和特殊钢如何发展的专论文章，连篇累牍。问题的焦点是我国特殊钢怎样赶上世界先进水平；不外乎引进先进的冶金装备、改造旧设备，实行集约化生产等等。本文诣在介绍铌在特殊钢中应用和产品性能优化成果，开发新品种趋势，为我国的特殊钢的生产发展，从一个侧面提供知识资源，供钢材生产厂，特钢产品制作厂以及最终用户使用，

开发新产品参考应用。

    二、现代钢特点

    现代钢生产的三大技术是材质纯净化，晶粒细化，尺寸精确化。表现在性能方面最佳化、生产成本最低化。20世纪钢铁强度学的最大成果是由霍尔一佩奇总结的强度，韧性公式表述如下：

 σ_y=σ₀+k_yσ^-1/2

 Tc=A-Bd^-1/2

σ_y：屈服强度，Tc：冲击韧一脆转变温度，σ₀、A与晶粒度无关的常数，Ky、B与晶粒度有关的常数。

从上式可见细晶粒即提高强度又提高低温韧性。这是强化因子中唯一的一举双得的因子。

晶粒细化强化从根本上转换了以碳含量为主的强化机制。

现代钢的细化晶粒最佳技术组合是微合金化加控制轧制。产品性能的最佳化是控轧控冷统称为热机机处理(Themo-mechanical Control Process)或简称TMCP。

三、微合金化元素铌、钒、钛的冶金特性及其应用

作为微合金元素不只是Nb、V、Ti还有Mo、Al、B等。Nb、V、Ti是应用最多最广的元素，其中Nb是后来居上的姣姣者。Nb、V、Ti是微合金化钢的三驾马车，Ti和V是Nb的左膀右臂。

1. 铌的氧化势

铌在铁水与氧的亲和力相当小，在常用元素中，从小到大排序，仅次于Fe排序第2。它们是Fe→Nb→Mn→C→V→Si→Ti→Al→Ca。在平衡态时氧化序为Ca→Al→Ti→Si→V→Mn，最后才是Nb，只有前面元素氧化完了，才氧化铌。钢水中碳有还原氧化铌的作用。铌在钢水的收得率应为100%，我们平常所说的在95%以上，是实际情况。那么和V、Ti相比，V、Ti收得率低。铌合金化准确，反应在性能数据上，分散度小。V、Ti相形见拙。事实上，氧化钛和氧化钒以夹杂物形式存在是常见的。这对“以氧为特征元素的钢”（如轴承钢等），是不利的。

2. Nb、V、Ti的碳氮化物的固溶度积及其TMCP过程中的应用

① 钛

钛是很强的氧化物、硫化物、氮化物、碳化物形成元素。钛的氧化物在钢水中形成，而氮化物在接近凝固前或在凝固过程中形成。这些在液态下形成的粒子，由于温度高，颗粒较大，一些进入钢渣中而除掉，一些则进入凝固态，而成有害夹杂物。但是由于它们的形成，减小了钢中的自由氧和氮，降低了氧、氮的有害作用。例如N对冲击转变温度的影响，ΔT_FATT=700 N_f^1/2 。如果降低30ppm氮，降低韧脆转变温度38℃。

根据溶度积原理，N、O、Ti含量越低，形成TiO和TiN的温度越低，颗粒尺寸越小，而且均匀弥散分布。它们可以成为液态结晶核，细化原始晶粒；还可以阻止再加热时晶粒长大。特别对焊缝热影响区的晶粒控制有效。这是当前，用于细化原奥氏体晶粒的标准技术。

如果Ti含量足够，还可以在奥氏体区内形成TiC对形变奥氏体再结晶起“钉扎”作用。钛的回收率极难控制，有时氧、氮化物过多，反而损害了韧性。所以一般用量不超过0.02%，只求改善焊接性能而已。

② 铌

根据溶度积原理，铌在钢中的固溶度决定于C、N的浓度，C、N含量越低，Nb的固溶度越大，反之亦然；在确定成分的钢中温度越高溶解度越大，反之亦然。根据形成碳、氮化物自由能的变化，在奥氏体区900-1000℃获得这些化合物的可能性铌最大，钛次之。VC和VN均处于溶解态，TiN处于沉淀态，只有Nb的氮炭化物处于析出和溶解的动态中，升温溶解，降温析出，它是可资利于TMCP和TPCP(见后)的最佳元素。

铌的碳氮化物在轧钢时可以“钉扎”晶界，“钉扎”力大于该温度下的再结晶趋动力，因而阻止晶粒长大，Nb(CN)的“钉扎”作用可达1100℃，在热变形时晶界“弓出”而分割晶界。

固溶铌由于铌的原子半径比铁大得多。Ti和V与铁相近。固溶态Nb在晶界富集浓度高达1.0%以上(原子比)，而晶内较低。所以铌具有强列的拖曳晶界移动能力。铌的双重作用表现出阻止晶粒长大的最佳效果。在1100-900℃之间的热加工的道次之间，不发生再结晶，变形量可以累加，r晶粒达到高变形延伸而成薄“铁饼”状。在r-α转变时，为α生核提供大量晶界面积，在近乎平行且很密的晶界上α-晶粒对接，其晶粒尺寸为薄饼厚度的一半(简称1/2规律)。相变后的铁素体细化程度决定于r晶粒的非再结晶变形度。由于Nb(CN)的“钉扎”作用，Nb原子的“拖曳”作用，使TMCP的效果最佳。

③ 钒

在低碳钢中，钒的VN形成最佳温度为900℃。作为再结晶控轧，空间很小。根据溶度积原理而VC在奥氏体区不能析出，呈完全溶解态。所以钒钢不能实行非再结晶控轧。

钒的最大实惠是VN细化r→α相变后的铁素体珠光体组织，但VN的大量沉淀往往带来韧性损失。高强韧性钢普遍应用Nb-V复合，Nb-V-Ti复合。如果韧性要求不严亦可单独应用V。

    小结上述，Ti控制高温段，Nb控制奥氏体区，V控制900℃以下。三者联合应用，根据需要可得随意的冶金效果和最佳经济组合。

④ 铌、钒、钛的氮碳化物都属于面心立方结构，它们之间可互相溶解成复合化物，可调整化合物的物理性质。

根据溶度积原理，高碳(共析、过共析)Nb、V、Ti的间隙元素的化合物可在钢水中形成或者在接近固相线树枝间残余钢水中(碳含量可沿液相线升高)产生。这些一次碳化物的比重，必须接近钢水(7g/cm)才能得到均匀分布的铸态组织、否则容易形成比重偏析或枝间偏析。

简单的碳氮化物间的比重差别和晶格常数差别均很大，可精心设计取得复合化合物使其比重接近钢水。NbC比重7.84，VC比重5.83可取其中间成分得NbV(C)化物，已经证明NbVC比重为7克cm²。这个原理已在高速钢离心铸造轧辊和高速钢耐磨堆焊料中Nb代W和V配合得到应用。

3. 析出强化原理及Ostwald质点长大序

析出强化是Nb、V、Ti共有的特性，过饱和度越大，析出温度越低，析出物与基体的共格越好且畸变越大，颗粒尺寸越小，分布越弥散，析出强化效果越大。提供的强度增量和硬度增量越高，这是众所周知的。

由于晶格参数的不同NbC(0.447nm)、TiC(0.4360)、VN(0.4139)与bbc铁的共格度分别为Nbc或Nb(CN)(1.103)、TiC(1.076)、Vn(1.021)与FCC铁的共格度NbC或Nb(CN)0.882、TiC(0.861)、VN(0.817)， 可见NbC或Nb(CN)引起晶格畸变最大，在颗粒周围应变场亦最大，所以在同等含量时铌的强化效果最大。大量经验数据指出铌的强化作用2倍于钒，约1.5倍于Ti。

溶度积原理是指热力学平衡状态。但生产际往往是非平衡的。析出物的生核长大在动力学上遵循Ostwald长大序：低于平均尺寸的小的质点趋于溶解，而大于平均尺寸的粒子继续长在，到一定程度呈现出过时效现象，强化效果降低以至消失。铌由于原子的拖曳，推迟ostwald成熟不易过时效，有利于工艺控制。

高温混晶状态也有类似情况，小晶粒消失，大晶粒长大，形成异常长大现象。因为晶粒表面积降低，符合热力学自由能降低原则。

Gladman提出防止晶粒异常长大的临界条件公式：

             _{6Rof      3    2}

    r_crit = —————[ — - —]^-1

              ^{π       2    Z}

r_crit为阻止晶粒长大的“钉扎”物的临界尺寸，R₀基体晶粒半径，f析出物组分，Z=R/R₀(R₀原晶粒尺寸)如果析出物尺寸长大超过r_crit开始出现异常长大。高弥散分布的小颗粒析出物对防止异常长大有利。

铌的Nb(CN)的析出强化效果与Nb含量的1/3次方成正比，颗粒尺寸越细强度增量越大。

0.3铌中碳钢在铸态时， Nb(CN)可在枝间析出，小锭型或快速凝固可避免或减少析出。所以一般作为合金元素，在中炭钢或不锈钢中铌含量不大于0.3%。

在热变形诱导析出的Nb(CN)一般位于位错处。

4. 高温轧制工艺(HTP)中的固溶铌

固溶铌是析出强化铌的组分，由终轧温度控制，0.05%Nb在终轧温度1000℃以上均有一部分铌固溶，可供相变时或相变后析出产生进一步强化。

5. 铌钛复合IF效应，消除C、N的应变时效

在高深冲冷轧钢板生产中，先进工艺采用铌钛复合IF化，在奥氏体区下部温度开轧，铁素体区上部温度采用强润滑终轧，再退火发展{111}组构。r值可达3.0。

所谓Nb+Ti IF化，Ti固定残氮，Nb固定残碳，达到IF化。在这里要求氮、碳化物粗大化，消除与基体共格，对塑性有利。

铌钛双稳定化生产IF不锈钢、无晶间付蚀奥氏不锈钢和无点付蚀铁素体不锈钢。

6. 铌原子的拖曳作用使低碳锰钢贝茵体化。

超低碳的铌钢，在终轧温度下有大量的固溶铌，抑制r→α相变，首先是抑制2次δ铁素体的(先共析)析出，而最终发生r→B贝茵体转变。低碳锰钢无论怎样冷却都能转变成贝茵体。只是在缓冷或不加铌时先共析铁素体必定领先形成，这种钢的组织为多边形铁素体加贝菌体。而加铌或加束冷却则无多边形铁素体而是均一的针状贝茵体，可见铌的作用相当于加速冷却，有人称之为“内处理”。

四、铌在特钢中的应用例

1. 非调质钢及其新工艺(TPCP)

非调质钢在环境保护和节约能源这一共同意愿的感召下发展非常迅速，其生产量、钢的优越性大有凌驾调质钢之势。成分调正不拘一格，新的生产工艺脱颖而出。铌的应用效果很好。

现代的非调质钢号达300之多，从碳含量分有中碳、低碳和超低碳，从组织上分为珠光体、铁素体、珠光体、低碳贝茵体、超低碳贝茵体和马氏体等等。从微合金元素的使用方面说有Ti、V、Nb及其各种排列组合使用。大致上说要求高强韧性多为含Nb或Nb-V复合或Nb-Ti复合。如果对韧性要求不太高可用V，如果对强度要求不高用Ti，要求高强韧性用Nb或Nb-V复合微合金化非调质钢。

微合金化非调质钢在汽车制造中应用普遍。主要用途是曲轴、连杆、联轴节臂、前轴、联轴节、臂轮托架，下操纵杆等，根据要求选材。