CN109136782A - 一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法 - Google Patents

一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法 Download PDF

Info

Publication number
CN109136782A
CN109136782A CN201811116448.4A CN201811116448A CN109136782A CN 109136782 A CN109136782 A CN 109136782A CN 201811116448 A CN201811116448 A CN 201811116448A CN 109136782 A CN109136782 A CN 109136782A
Authority
CN
China
Prior art keywords
crystallizer
cold
slab
lobe
control method
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201811116448.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN109136782B (zh
Inventor
朱坦华
李守华
路殿华
何方
程迪
武志杰
刘自权
贾亚飞
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Handan Iron and Steel Group Co Ltd
HBIS Co Ltd Handan Branch
Original Assignee
Handan Iron and Steel Group Co Ltd
HBIS Co Ltd Handan Branch
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Handan Iron and Steel Group Co Ltd, HBIS Co Ltd Handan Branch filed Critical Handan Iron and Steel Group Co Ltd
Priority to CN201811116448.4A priority Critical patent/CN109136782B/zh
Publication of CN109136782A publication Critical patent/CN109136782A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN109136782B publication Critical patent/CN109136782B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/10—Supplying or treating molten metal
    • B22D11/11—Treating the molten metal
    • B22D11/111—Treating the molten metal by using protecting powders
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

本发明公开了一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，所述控制方法包括钢水液相线温度、结晶器保护渣成分、结晶器锥度、结晶器振动控制工序。深度≤1mm的裂纹是产生于结晶器内部的裂纹，这些裂纹铸坯冷检过程中肉眼无法发现，酸洗、冷轧后在冷轧板表面体现为宽度0.2～0.3mm，长度500～800mm的黑线，无法通过火焰喷枪清理。本发明从控制结晶器与铸坯接触面的热流密度的角度，避免铸坯与结晶器接触温度差过大导致微裂纹的产生，实现对铸坯表面深度≤1mm纵裂的控制，消除了缺陷，使得铸坯表面质量适应冷轧带钢的要求；将冷轧因纵裂降级率由65%降低至0.2%以下，显著降低了因质量原因导致的经济损失。

Description

一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法
技术领域
本发明属于冶金技术领域，具体涉及一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法。
背景技术
连续退火是一种用于生产高品质汽车用钢的生产线，特别适用于生产高抗拉强度的汽车用钢板，有利于汽车减重，达到节能减排的效果。由于连续退火生产线用于生产汽车板，对于表面质量要求较高，在带钢表面不允许有影响涂漆的缺陷，例如铸坯纵裂。
铸坯纵裂主要产生于冶炼连铸过程，在铸坯表面的纵裂，纵裂按照大小可以分为深度超过1mm的纵裂和深度≤1mm的纵裂。对于热轧产品而言，由于热轧板表面有氧化铁皮覆盖，纵裂深度≤1mm的纵裂在热轧过程中由于金属流动的原因，起到焊合纵裂的作用，铸坯表面纵裂深度≤1mm的纵裂往往不影响表面质量，即便热轧板后续经过酸洗，由于酸洗板厚度超过3mm，且用于底盘等结构件，对于表面质量要求不高，铸坯表面≤1mm的纵裂也不影响酸洗板质量。但是对于连续退火冷轧板而言，冷轧板往往用于制作汽车的车身，后续需要磷化，涂漆，这些车身的后续工序会放大缺陷，影响车身的美观效果，因而对表面质量要求较高。铸坯表面深度≤1mm的纵裂在连退板上宏观上看是一条黑线，宽度约0.2-0.3mm，长度约500-800mm。涂漆以后在纵裂位置会存在细线状油漆凸起，影响使用。因此有必要对于铸坯表面深度≤1mm的纵裂进行控制。
如果铸坯表面存在深度≥2mm的纵裂在铸坯冷却后进行表面质量检查时可以被肉眼发现，属于传统意义上的纵裂，通过用氧气火焰喷枪熔烧可以被清理，是不会被留存到连退过程中的。铸坯表面深度≤1mm的纵裂，这种类型的纵裂在铸坯冷却后无法通过肉眼被检查到，铸坯经热轧后在被氧化铁皮覆盖的热轧板表面不能表现出延纵向存在细线类缺陷。但是经冷轧、退火后表现为宽度约0.2-0.3mm，长度约500-800mm黑色或棕色的细线，且无法通过火焰喷枪清理。因此有必要对铸坯表面深度≤1mm的纵裂进行控制。
发明内容
本发明要解决的技术问题是提供一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法。
为解决上述技术问题，本发明所采用的技术方案是：一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，所述控制方法包括钢水液相线温度、结晶器保护渣成分、结晶器锥度、结晶器振动控制工序；所述冷轧带钢铸坯是一种包晶钢，其化学成分组成及质量百分含量为：C：0.08～0.14%，Mn：2.0～3.0%，Si：0.3～0.8%，Cr：0.4～0.7%，Nb：0.03～0.06%，N：0.001～0.005%，B：0.0005～0.003%，P+S：0.005～0.025%，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明所述钢水液相线温度控制工序，液相线温度为1505～1511℃，浇铸温度为液相线温度+30～35℃。
本发明所述结晶器保护渣成分控制工序，所述结晶器保护渣成分为：CaO：39～41%，SiO2：26～28%，Al2O3：2～4%。
本发明所述结晶器保护渣成分控制工序，所述结晶器保护渣成分为：CaO：39～41%，SiO2：26～28%，Al2O3：2～4%，剩余30%为CaF2、Na2O、MgO、碳粉的混合物，其中MgO的含量控制在1.5～2%，碳粉：CaF2的比例为1:2～1:2.5，Na2O：MgO的比例为10:1～12:1。
本发明所述结晶器保护渣成分控制工序，所述结晶器保护渣熔点为1120～1180℃，粒度≤1mm，粘度0.1～0.15Pa•s。
本发明所述结晶器锥度控制工序，拉坯速度控制在1.0～1.4m/min，铸坯宽度控制在900～1300mm，结晶器锥度控制在3.8～5.5mm。
本发明所述结晶器振动控制工序，结晶器振幅控制在4～7mm，结晶器振动频率控制125～175/min。
本发明所述结晶器高度为900mm，宽度为铸坯成品宽度，锥度3.8～5.5mm，材质为CuCrZr系合金。
本发明所述铸坯纵裂产生于结晶器内部，在铸坯上深度≤1mm，冷检过程中肉眼无法发现，在冷轧板表面体现为宽度0.2～0.3mm、长度500～800mm的黑线，无法通过火焰喷枪清理。
本发明所述钢包重量为250吨。
纵裂纹产生的机理及本发明设计思路：
纵裂纹产生的机理：
纵裂纹初始发生部位在结晶器冷却阶段。钢水在凝固时有较大的体积收缩，坯壳凝固经历液相至δ铁相和δ铁相至γ铁相转变并伴随较大的线性收缩，坯壳与结晶器之间产生气隙，制约了坯壳与结晶器之间的传导传热，此时在各种热应力的作用下易产生表面纵裂。造成板坯纵裂纹严重的因素主要有：钢水流入结晶器后因弯月面下300mm内冷却极不均匀，形成的坯壳厚度明显不匀，坯壳收缩产生的应力不一致，其厚度较薄处应力集中而产生裂纹，在二冷区内纵裂纹受到更大的鼓肚力和收缩力的作用而导致裂纹扩大。在铸坯上深度≤1mm的纵裂，其产生根源在于结晶器内部，这些裂纹受到二冷区相关工艺作用较小，属于裂纹深度浅，裂纹长度短的细小裂纹，深度在铸坯表面约0.2～0.3mm范围内产生。
若钢水在结晶器内的局部因冷却或流场不均匀，某些区域坯壳与铜板接触良好，其它区域坯壳与铜板脱开产生气隙，造成结晶器内宽面弯月面下300mm左右凝固坯壳厚度不一致，冷却较强的部位坯壳较厚，冷却较弱的部位坯壳较薄；结晶器内形成的初生坯壳受到凝固时组织变化产生的收缩力（热应力和组织应力）和钢水静压力的双作用，与铜板表面反复进行“接触一脱离一接触”的变化，坯壳受到多重应力的作用形成裂纹，倒锥度的不足使纵裂纹在结晶器下部得到进一步扩展。
在铸坯表面深度≤1mm的裂纹是产生于结晶器内的裂纹，且这些裂纹在铸坯出结晶器后，铸坯工艺控制良好的情况下，裂纹深度不会加深，在热轧板表面无法被发现，直接酸洗冷轧后，在冷轧板表面体现为黑线缺陷，这种缺陷在连铸无法通过质量检验把控，通过多工序加工后，在冷轧工序导致质量降级，造成巨大的质量浪费，这种深度≤1mm，产生于结晶器内部的裂纹无法用火焰喷枪清除，是重点控制的裂纹。
出结晶器后，己经形成的严重表面纵裂纹因夹持不良（夹辊支撑仅为线接触，或宽面夹辊对弧度或开口度不当，窄面足辊支撑不够）和二冷水的冷却不均匀（特别是冷却不足）发生局部温度回升，坯壳收缩和延伸的不均匀状况更加显著，纵裂纹程度进一步加剧；即便喷淋水在铸坯各面喷淋均匀，若出结晶器时铸坯坯壳厚度已不均匀并形成开口较大的纵裂纹，在鼓肚力（钢水静压力）作用下坯壳横向拉力集中在裂纹处，致使裂纹迅速变宽和加深。但出结晶器后，纵裂深度进一步扩展至2mm以上时，冷检过程中肉眼容易发现，可以用火焰喷枪清除。
本发明设计思路：
碳、硅、锰、铬、铌、氮、硼的相互作用，导致不同成分钢的热膨胀系数不同，形成碳对钢的热裂纹的影响。由于包晶钢在铸坯凝固的固态相变过程存在包晶反映，其热膨胀过程中不是简单的收缩过程，会发生收缩，膨胀，再收缩的现象，这种成分特点的钢大大增加了在结晶器内部发生裂纹的风险。
综上所述在结晶器内产生的微裂纹，其受结晶器热流密度影响，而影响结晶器热流密度的因素有：钢水浇铸温度，钢水凝固温度，钢水的成分，保护渣成分，结晶器锥度，拉坯速度，结晶器振动等因素，这些因素相互作用，相互影响。要消除结晶器内部缺陷，这些因素工序需要相互匹配，且缺一不可，上述因素工序在铸坯上产生深度≤1mm的纵裂的过程中均起到重要作用。
为生产高表面质量冷轧用高强度钢铸坯，控制铸坯纵裂，减少结晶器锥度、结晶器保护渣成分、钢水过渡热度及铸坯拉坯速度的影响，做如下设置：
（1）钢水液相线温度为1505～1511℃，该钢种的浇铸温度按照液相线温度+30～35℃设定，由于所述的工艺适应于250吨钢包，过热度过高或者过低，裂纹产生几率都将大大增加。
（2）结晶器保护渣的成分
结晶器保护渣主要存在于结晶器与铸坯的“气隙中”，在结晶器中从靠近结晶器侧到靠近铸坯依次为玻璃质层，结晶层，液态层。保护渣在这里的主要作用是调节铸坯与结晶器之间的热传导系数，达到控制热流密度的效果。
一方面由于保护渣呈固态和液态多相组合，填补在结晶器与铸坯的“气隙”中间，减缓了铸坯皮壳与结晶器接触、分离过程导致热传导系数在铸坯局部大小突变的问题。
另一方面，结晶器保护渣成分受到钢水浇铸温度影响，如果与钢水浇铸温度不匹配，可能导致保护渣中液相比例过大或者过小。导致热传导不良或者热传导过度的现象发生。
所述结晶器保护渣成分为：
CaO：39～41%，SiO2：26～28%，Al2O3：2～4%，剩余30%为CaF2、Na2O、MgO、碳粉的混合物，其中MgO的含量控制在1.5～2%，碳粉：CaF2的比例为1:2～1:2.5，Na2O：MgO的比例为10:1～12:1；所述结晶器保护渣熔点是1120～1180℃，粒度≤1mm，粘度0.1～0.15Pa·s。
该保护渣粘度相对较低，在半月面附近保护渣的液相比例相对较高，由于液相的导热能力相对较低的缘故，半月面附近形成的皮壳厚度较薄，皮壳初生晶粒相对较大，皮壳塑性较好，从提高初生皮壳塑性的角度，避免了微裂纹的产生。由于该保护渣粘度较低，熔点低，在结晶液面至结晶器较深的部位，仍然有液态保护渣存在，在本发明工艺所述范围内，液相能稳定在结晶器200mm以内深度存在。有效的改善了0-200mm范围内形成皮壳的塑性。降低了裂纹在这个范围内萌生的概率。
（3）结晶器的锥度
由于结晶器内部坯壳的持续生长，铸坯厚度发生收缩，铸坯与结晶器之间形成气隙。此时由于结晶器振动的缘故，铸坯与结晶器形成，接触、分离、接触的运动方式，如果此种运动方式形成时机过早，在坯壳较薄的过程中形成，由于结晶器冷却强度过高以及坯壳离开结晶器后温度回升的缘故，坯壳和结晶器分开以后会导致铸坯与结晶器之间的冷热温度差过大。当结晶器与坯壳再次接触时，导致坯壳激冷，形成微裂纹。为了避免这种情况发生，需要在连铸过程中调整结晶器的锥度，即结晶器上开口与下开口宽度存在宽度差，上开口宽度较宽，下开口宽度较窄，由此匹配在凝固过程中皮壳的收缩过程，减小结晶器与坯壳的“气隙”。
结晶器锥度的计算公式如下：锥度=入口宽度-出口宽度。
由于结晶器锥度与拉坯速度、结晶器与铸坯接触位置的热流密度、铸坯宽度、产生气隙前的坯壳厚度、已经形成铸坯的热胀冷缩程度有关。根据研究，适应于本钢种成分的结晶器锥度和拉坯速度，铸坯宽度的控制范围见表1。
按照生产经验，不产生微裂纹，铸坯宽度在900～1300mm范围内时，拉坯速度必须控制在1.0～1.4m/min的范围内，结晶器锥度在与成分，浇铸温度，结晶器保护渣相互匹配的情况下，锥度必须控制在3.8～5.5mm的范围内，以保证结晶器与铸坯坯壳产生气隙的位置适应于产生气隙时铸坯坯壳塑性，而不产生影响冷轧板表面质量的微裂纹。
表1 拉速与铸坯宽度对应表
（4）结晶器的振动
结晶器的振动决定了产生气隙后坯壳与结晶器接触的频次与接触的时间、浇铸温度、结晶器保护渣、结晶器锥度、结晶器拉坯速度，相互适应的结晶器振动方式按如下方式规范。
振动曲线选择平滑三角波，偏斜波形设定为50，平滑度选择为30%。
振幅、频率如表2所述。
表2 拉速与结晶器振幅、频率对应表
如果振动频率过慢，将导致接触时坯壳温度与结晶器温度差过大，导致铸坯与结晶器接触时激冷，造成裂纹，如果振动频率过快，将导致坯壳整体传热过大，坯壳过厚，坯壳塑性下降，形成微裂纹。
如果振动曲线选择正玄波，将导致坯壳与结晶器长时间接触，导致初生坯壳温降过大，坯壳过厚，导致坯壳塑性下降，导致萌生微裂纹，如果选择完全三角波，坯壳与结晶器接触时间过短，坯壳厚度过薄，有漏钢风险，因此本发明选择平滑三角波，并配合以适应的拉坯速度、振幅、频率等因素，合理控制产生气隙的铸坯与结晶器的接触频率，将铸坯坯壳厚度控制在合理范围内。
采用上述技术方案所产生的有益效果在于：1、本发明通过对钢水液相线温度、连铸结晶器保护渣成分、结晶器锥度、结晶器振动模式控制，从控制结晶器与铸坯接触面的热流密度的角度，避免铸坯与结晶器接触温度差过大导致微裂纹的产生，实现对铸坯表面深度≤1mm纵裂的控制。2、本发明将冷轧因纵裂降级率由65%降低至0.2%以下，显著降低了因质量原因导致的经济损失。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明作进一步详细的说明。
实施例1
本实施例1000MPa级冷轧带钢铸坯的化学成分组成及质量百分含量为：C：0.08%，Mn：3.0%，Si：0.3%，Cr：0.4%，Nb：0.06%，N：0.005%，B：0.003%，P+S：0.005%，其余为Fe和不可避免的杂质；控制铸坯纵裂的方法包括钢水液相线温度、结晶器保护渣成分、结晶器锥度、结晶器振动控制工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）钢水液相线温度控制工序：液相线温度为1510℃，浇铸温度为1545℃；
（2）结晶器保护渣成分控制工序：结晶器保护渣成分为：CaO：41%，SiO2：27%，Al2O3：2%，碳粉：2%，CaF2：4%，Na2O：22%，MgO：2%；
（3）结晶器锥度控制工序：拉坯速度1.4m/min，铸坯宽度900mm，结晶器锥度3.8mm；
（4）结晶器振动控制工序：结晶器振幅6mm，结晶器振动频率175/min。
生产结束后，冷检，用火焰喷枪清理肉眼可见的深度≥2mm的纵裂；在冷轧板表面并未发现微裂纹（深度≤1mm的裂纹）；本实施例将1000MPa级冷轧带钢铸坯的冷轧因纵裂降级率由65%降低至0.2%。
实施例2
本实施例1000MPa级冷轧带钢铸坯的化学成分组成及质量百分含量为：C：0.14%，Mn：2.0%，Si：0.8%，Cr：0.4%，Nb：0.03%，N：0.001%，B：0.0005%，P+S：0.025%，其余为Fe和不可避免的杂质；控制铸坯纵裂的方法包括钢水液相线温度、结晶器保护渣成分、结晶器锥度、结晶器振动控制工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）钢水液相线温度控制工序：液相线温度为1505℃，浇铸温度为1535℃；
（2）结晶器保护渣成分控制工序：结晶器保护渣成分为：CaO：39%，SiO2：28%，Al2O3：3%，碳粉：4%，CaF2：8%，Na2O：16.5%，MgO：1.5%；
（3）结晶器锥度控制工序：拉坯速度1.0m/min，铸坯宽度1300mm，结晶器锥度5.5mm；
（4）结晶器振动控制工序：结晶器振幅5mm，结晶器振动频率130/min。
生产结束后，冷检，用火焰喷枪清理肉眼可见的深度≥2mm的纵裂；在冷轧板表面并未发现微裂纹；本实施例将1000MPa级冷轧带钢铸坯的冷轧因纵裂降级率由65%降低至0.1%。
实施例3
本实施例1000MPa级冷轧带钢铸坯的化学成分组成及质量百分含量为：C：0.085%，Mn：2.5%，Si：0.5%，Cr：0.6%，Nb：0.04%，N：0.003%，B：0.0005%，P+S：0.015%，其余为Fe和不可避免的杂质；控制铸坯纵裂的方法包括钢水液相线温度、结晶器保护渣成分、结晶器锥度、结晶器振动控制工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）钢水液相线温度控制工序：液相线温度为1510℃，浇铸温度为1540℃；
（2）结晶器保护渣成分控制工序：结晶器保护渣成分为：CaO：41%，SiO2：26%，Al2O3：3%，碳粉：3%，CaF2：7.5%，Na2O：18%，MgO：1.5%；
（3）结晶器锥度控制工序：拉坯速度1.2m/min，铸坯宽度1100mm，结晶器锥度4.5mm；
（4）结晶器振动控制工序：结晶器振幅5mm，结晶器振动频率145/min。
生产结束后，冷检，用火焰喷枪清理肉眼可见的深度≥2mm的纵裂；在冷轧板表面并未发现微裂纹；本实施例将1000MPa级冷轧带钢铸坯的冷轧因纵裂降级率由65%降低至0.15%。
实施例4
本实施例1000MPa级冷轧带钢铸坯的化学成分组成及质量百分含量为：C：0.14%，Mn：2.0%，Si：0.8%，Cr：0.4%，Nb：0.03%，N：0.001%，B：0.0005%，P+S：0.017%，其余为Fe和不可避免的杂质；控制铸坯纵裂的方法包括钢水液相线温度、结晶器保护渣成分、结晶器锥度、结晶器振动控制工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）钢水液相线温度控制工序：液相线温度为1510℃，浇铸温度为1540℃；
（2）结晶器保护渣成分控制工序：结晶器保护渣成分为：CaO：39%，SiO2：28%，Al2O3：3%，碳粉：4%，CaF2：8%，Na2O：16.5%，MgO：1.5%；
（3）结晶器锥度控制工序：拉坯速度1.0m/min，铸坯宽度1200mm，结晶器锥度5.0mm；
（4）结晶器振动控制工序：结晶器振幅5mm，结晶器振动频率135/min。
生产结束后，冷检，用火焰喷枪清理肉眼可见的深度≥2mm的纵裂；在冷轧板表面并未发现微裂纹；本实施例将1000MPa级冷轧带钢铸坯的冷轧因纵裂降级率由65%降低至0.12%。
实施例5
本实施例1000MPa级冷轧带钢铸坯的化学成分组成及质量百分含量为：C：0.12%，Mn：2.2%，Si：0.5%，Cr：0.5%，Nb：0.04%，N：0.005%，B：0.0005%，P+S：0.020%，其余为Fe和不可避免的杂质；控制铸坯纵裂的方法包括钢水液相线温度、结晶器保护渣成分、结晶器锥度、结晶器振动控制工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）钢水液相线温度控制工序：液相线温度为1511℃，浇铸温度为1541℃；
（2）结晶器保护渣成分控制工序：结晶器保护渣成分为：CaO：39%，SiO2：28%，Al2O3：3%，碳粉：4%，CaF2：8%，Na2O：16.5%，MgO：1.5%；
（3）结晶器锥度控制工序：拉坯速度1.3m/min，铸坯宽度1000mm，结晶器锥度4.3mm；
（4）结晶器振动控制工序：结晶器振幅7mm，结晶器振动频率165/min。
生产结束后，冷检，用火焰喷枪清理肉眼可见的深度≥2mm的纵裂；在冷轧板表面并未发现微裂纹；本实施例将1000MPa级冷轧带钢铸坯的冷轧因纵裂降级率由65%降低至0.08%。
实施例6
本实施例1000MPa级冷轧带钢铸坯的化学成分组成及质量百分含量为：C：0.09%，Mn：2.3%，Si：0.6%，Cr：0.7%，Nb：0.04%，N：0.002%，B：0.0015%，P+S：0.010%，其余为Fe和不可避免的杂质；控制铸坯纵裂的方法包括钢水液相线温度、结晶器保护渣成分、结晶器锥度、结晶器振动控制工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）钢水液相线温度控制工序：液相线温度为1510℃，浇铸温度为1542℃；
（2）结晶器保护渣成分控制工序：结晶器保护渣成分为：CaO：40%，SiO2：26%，Al2O3：4%，碳粉：2.5%，CaF2：5.5%，Na2O：20%，MgO：2%；
（3）结晶器锥度控制工序：拉坯速度1.2m/min，铸坯宽度1100mm，结晶器锥度4.5mm；
（4）结晶器振动控制工序：结晶器振幅4mm，结晶器振动频率125/min。
生产结束后，冷检，用火焰喷枪清理肉眼可见的深度≥2mm的纵裂；在冷轧板表面并未发现微裂纹；本实施例将1000MPa级冷轧带钢铸坯的冷轧因纵裂降级率由65%降低至0.18%。
以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明进行修改或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (10)

1.一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，其特征在于，所述控制方法包括钢水液相线温度、结晶器保护渣成分、结晶器锥度、结晶器振动控制工序；所述冷轧带钢铸坯是一种包晶钢，其化学成分组成及质量百分含量为：C：0.08～0.14%，Mn：2.0～3.0%，Si：0.3～0.8%，Cr：0.4～0.7%，Nb：0.03～0.06%，N：0.001～0.005%，B：0.0005～0.003%，P+S：0.005～0.025%，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，其特征在于，所述钢水液相线温度控制工序，液相线温度为1505～1511℃，浇铸温度为液相线温度+30～35℃。
3.根据权利要求1所述的一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，其特征在于，所述结晶器保护渣成分控制工序，所述结晶器保护渣成分为：CaO：39～41%，SiO2：26～28%，Al2O3：2～4%。
4.根据权利要求1所述的一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，其特征在于，所述结晶器保护渣成分控制工序，所述结晶器保护渣成分为：CaO：39～41%，SiO2：26～28%，Al2O3：2～4%，剩余30%为CaF2、Na2O、MgO、碳粉的混合物，其中MgO的含量控制在1.5～2%，碳粉：CaF2的比例为1:2～1:2.5，Na2O：MgO的比例为10:1～12:1。
5.根据权利要求1所述的一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，其特征在于，所述结晶器保护渣成分控制工序，所述结晶器保护渣熔点为1120～1180℃，粒度≤1mm，粘度0.1～0.15Pa·s。
6.根据权利要求1-6任意一项所述的一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，其特征在于，所述结晶器锥度控制工序，拉坯速度控制在1.0～1.4m/min，铸坯宽度控制在900～1300mm，结晶器锥度控制在3.8～5.5mm。
7.根据权利要求1-6任意一项所述的一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，其特征在于，所述结晶器振动控制工序，结晶器振幅控制在4～7mm，结晶器振动频率控制125～175/min。
8.根据权利要求1-6任意一项所述的一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，其特征在于，所述结晶器高度为900mm，宽度为铸坯成品宽度，锥度3.8～5.5mm，材质为CuCrZr系合金。
9.根据权利要求1-6任意一项所述的一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，其特征在于，所述铸坯纵裂产生于结晶器内部，在铸坯上深度≤1mm，冷检过程中肉眼无法发现，在冷轧板表面体现为宽度0.2～0.3mm、长度500～800mm的黑线，无法通过火焰喷枪清理。
10.根据权利要求1-6任意一项所述的一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法，其特征在于，所述钢包重量为250吨。
CN201811116448.4A 2018-09-25 2018-09-25 一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法 Active CN109136782B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201811116448.4A CN109136782B (zh) 2018-09-25 2018-09-25 一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201811116448.4A CN109136782B (zh) 2018-09-25 2018-09-25 一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN109136782A true CN109136782A (zh) 2019-01-04
CN109136782B CN109136782B (zh) 2020-11-03

Family

ID=64823529

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201811116448.4A Active CN109136782B (zh) 2018-09-25 2018-09-25 一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN109136782B (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111482569A (zh) * 2020-04-27 2020-08-04 河钢乐亭钢铁有限公司 一种连铸板坯皮下裂纹缺陷的控制方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1605072A1 (en) * 2003-03-20 2005-12-14 Sumitomo Metal Industries Limited Stainless steel for high pressure hydrogen gas, vessel and equipment comprising the steel
CN101935810A (zh) * 2010-08-06 2011-01-05 莱芜钢铁股份有限公司 屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板制造方法
CN107838390A (zh) * 2017-10-27 2018-03-27 舞阳钢铁有限责任公司 一种可改善大断面包晶钢连铸坯质量的方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1605072A1 (en) * 2003-03-20 2005-12-14 Sumitomo Metal Industries Limited Stainless steel for high pressure hydrogen gas, vessel and equipment comprising the steel
CN101935810A (zh) * 2010-08-06 2011-01-05 莱芜钢铁股份有限公司 屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板制造方法
CN107838390A (zh) * 2017-10-27 2018-03-27 舞阳钢铁有限责任公司 一种可改善大断面包晶钢连铸坯质量的方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111482569A (zh) * 2020-04-27 2020-08-04 河钢乐亭钢铁有限公司 一种连铸板坯皮下裂纹缺陷的控制方法
CN111482569B (zh) * 2020-04-27 2021-11-19 河钢乐亭钢铁有限公司 一种连铸板坯皮下裂纹缺陷的控制方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN109136782B (zh) 2020-11-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111424210B (zh) 焊丝用热轧盘条及其生产方法
CN102021488B (zh) 核岛无缝钢管用钢及其生产方法
CN105316558B (zh) 一种防止铸坯角裂含硼钢的制备方法
CN110565012B (zh) 一种超高铬铁素体不锈钢连铸制造方法
US20160215358A1 (en) Non quenched and tempered steel and manufacturing process thereof
TWI391500B (zh) 環保無鉛之快削鋼及其製作方法
CN106756511B (zh) 一种双金属锯条背材用d6a热轧宽带钢及其生产方法
CN113385647A (zh) 一种高碳高锰钢立弯式板坯连铸方法
CN106513605A (zh) 一种改善低碳铝镇静钢冷轧板卷起皮的方法
CN114892094B (zh) 一种预硬型镜面塑料模具钢及其生产方法
CN103008587A (zh) 一种薄带连铸防氧化铁皮生成方法
CN109136782A (zh) 一种1000MPa级冷轧带钢铸坯纵裂的控制方法
CN105624540A (zh) 30CrMo圆管坯钢铸坯的等轴晶率控制方法
CN115338383B (zh) 一种中碳MnB钢大方坯内部角部裂纹的控制方法
CN108950134B (zh) 冷轧辊用电渣锭的重熔方法
CN116422853A (zh) 一种模具钢及其连铸生产方法
CN112779466B (zh) 铬合金带钢支承辊的制备方法
WO2023109223A1 (zh) 一种低成本预硬化塑料模具钢的冶炼连铸方法
CN115740378A (zh) 承压件用奥氏体不锈钢0Cr19Ni10连铸大圆坯的制备方法
CN112792304B (zh) 大型铬合金带钢支承辊的制备方法
CN112226596B (zh) 一种减少钢锭成材Cr-Mo钢板板型缺陷的方法
CN113046632A (zh) 一种低铝低钛大型86CrMoV7工作辊钢及生产方法
CN117840394B (zh) 一种高质量铸坯及其连铸浇注方法
CN114959183B (zh) 一种基于铝脱氧Cr5支承辊钢的精炼渣系及其应用工艺
KR101036911B1 (ko) 열간 압연성이 우수한 니켈 함유 강편의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant