第3章凝固组织_第3章快速凝固技术
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凝固理论讲义
刘增勋
2007年
3.0版
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第三章 铸坯凝固组织
凝固组织包括两个方面：
（1）宏观组织：指用肉眼观察到的铸坯内部的组织情况，通常包括晶粒的形态、大小、取向和分布等情况。也就是针对铸坯的宏观状态而言
也称为“凝固结构”、“低倍组织”和“低倍结构”。
（2）显微组织：是指借助于显微镜观察到的晶粒内部的结构形态，如树枝晶、胞状晶以及枝晶间距等。也就是针对铸坯的微观形态而言。
也称为“金相组织”、“微观组织”。
两者表现形式不同，但其形成过程却密切相关，并对铸坯的各项性能，特别是机械性能产生强烈的影响。
第二章讨论了晶粒微观组织的形成过程，本章侧重于分析铸坯宏观组织的成因以及各种因素的影响。在理论分析基础上，总结生产中控制铸坯结晶组织的各种有效方法。
第一节 铸坯的凝固区域
一． 铸坯凝固的特点
（1）钢属于一种合金。
钢液与纯金属的凝固特征的区别在于：
①纯金属是在一个固定温度下完成凝固。在定向凝固时，凝固前沿无过冷，凝固前沿或凝固区域为一个等温平面。
②钢是铁碳合金，钢液凝固是在一定的温度范围内完成的。由于溶质再分配产生成分过冷，以树枝晶生长方式完成凝固。即凝固发生在一定范围内，而不再位于一个平面内。（2）冷却强度高：与铸造和模注工艺相比，连铸采用了强制冷却方式，冷却强度高。
即使在空冷区，铸坯的冷却强度也大于砂模铸造和模注。
（3）定向传热：在凝固过程中，采取铸坯表面冷却，从而形成了由内部向表面的定向传热方式。从钢液内部到坯壳表面温度逐渐降低，即铸坯内外存在较大的温度梯度G。
二． 凝固区域
从宏观来看，定向传热使铸坯内部存在温度梯度，而合金性质决定了凝固是在一定温度
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范围内完成，因此铸坯在凝固过程中会存在三个区域：固相区、两相区和液相区。
如图3－18所示。左图是平衡相图，钢液的结晶温度范围为TLTS。右图是正在凝固的铸坯断面，厚度为D。
（1）固相区：铸坯表层区域，其温度低于固相线温度TS而成为固态，即凝固坯壳。（2）液相区：中心温度仍在液相线TL以上而仍为液态钢水，即液芯；
（3）两相区：在固相区和液相区之间，温度处于液相线TL和固相线TS之间，呈固液共存。在铸坯内，固相区和两相区之间的界面温度为TS，称为“固相等温面”；同时，两相区与液相之间的界面温度为TL，称为“液相等温面”。
在两相区内铸坯完成凝固，因此两相区也称为“凝固区域”。
随着铸坯的冷却，液相等温面和固相等温面不断向铸坯中心推进，铸坯全部凝固后凝固区域消失。
注：①在两相区内，钢液以树枝晶方式生长。
②在凝固区域内凝固行为与铸坯质量有密切关系。
三． 两相区宽度
若不考虑偏析影响，在凝固中铸坯两相区的宽度，决定于平衡结晶温度区间TLTS和两相区的温度梯度G。假设两相区的温度按直线分布，即G为常数，则两相区宽度为：
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LTLTS G式中：TL为液相线温度；TS为固相线温度；G两相区内温度梯度
四． 两相区结构
了解两相区结构是认识偏析、疏松、裂纹和气泡形成原理的基础。图3－19是两相区结构的示意图。按固相率的大小，凝固区域又可划分为三个部分：倾出段、补缩段和密闭段。
（1）倾出段：在液相边界附近，固相率低，晶体处于悬浮状态而未连成一片，可以自由移动。用倾出法做试验时，晶体能够随同液态金属一起被倾出。
（2）补缩段：距离液相边界较远处温度降低，固相率增加，晶体已经连接形成网络，在倾出试验中不会随液体金属一起被倾出，而液体还能在其间移动，可以补充凝固带来的收缩。
（3）密闭段：在靠近固相边界处，固相率很高，枝晶连结成为牢固的晶体骨架。骨架把尚未凝固的少量液体分割开，形成互不沟通的小“溶池”（图中的黑点）。这些小溶池凝固而发生体积收缩，得不到其它液体的补充。
倾出段与补缩段之间的界面，称为“倾出边界”，固相率约为fs0.3。补缩段与密闭段之间的界面，称为“补缩边界”，固相率约为fs0.6。
在连铸漏钢过程中，只有fs0.3的部分流出，而两相区大部分区域仍留在坯壳上，因此漏钢后坯壳厚度大于凝固时真实厚度，而由此得到的凝固系数也较高。同样，示踪法、射钉法也有同样的问题。
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第二节 铸坯宏观组织
一． 铸坯典型宏观组织
最典型的铸坯宏观凝固组织有三个晶区：
如图5－l所示。
（1）表面细小等轴晶区：也称“激冷层”。位于铸坯最外层，由紊乱排列的细小等轴晶所组成；激冷层比较薄，厚度仅为1～3mm。
（2）柱状晶区：由彼此平行排列的柱状晶所组成，方向与热流方向基本一致。（3）内部等轴晶区：由紊乱排列的粗大等轴晶所组成。
事实上，并不是所有的铸坯都具有三个晶区的凝固组织。铸坯宏观组织中的晶区数目、柱状晶区和等轴晶区的相对宽度都随钢液性质和具体的凝固条件而变化。
穿晶结构：低碳钢小方坯最常见的宏观结晶组织，即铸坯表面激冷层较薄、柱状晶发达，在中心无等轴晶区，各方向的柱状晶在中心处直接相连，相当于柱状晶穿透了铸坯中心。
二． 形成理论发展
对三个晶区形成机理的认识，经历过一个由浅入深的历史发展过程。（1）传统观点
在过去相当长的一段时间内，人们曾认为，铸坯中的每一个晶粒都有一个独立的生核过程，而铸坯结晶组织的形成则是这些晶核直接生长的结果。然而这种静止的观点并没有反映出铸坯结晶的全部真实过程。致使在以往对三个晶区形成机理的解释中，留下了许多难以理解的问题。
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（2）现代理论
只是在近二三十年来，当逐步认识到晶粒游离在铸坯结晶组织形成过程中所起的重大作用以后，对于三个晶区的形成机理才有了一个基本明确而日趋一致的认识。
铸造理论比连铸理论研究的更深入
实际上，在铸坯结晶过程中，由于各种因素（特别是钢液流动作用）的影响，除了直接借助于生核以外，还会通过其它方式在液芯内部形成大量处于游离状态的自由小晶体（即“游离晶”）。这些小晶体就相当于无数的“晶核”，而这些“晶核”自由生长就形成了铸坯中的等轴晶粒。
游离晶的形成过程及其在液芯中的漂移和堆积，影响到等轴晶的数量、大小和分布状态，直接决定了铸坯宏观凝固组织。研究晶粒游离过程，对分析铸坯宏观结晶组织的形成原因、以及理解和确定改善措施都是十分必要的。
因此，在讨论三个晶区形成机理之前，必须深入研究连铸过程中的晶粒游离现象。
三． 铸坯凝固过程中的晶粒游离
晶粒游离：在凝固过程中，由于各种因素（尤其是流动的作用），在液相内部形成大量的处于游离状态的自由小晶体，这种现象称为“晶粒游离”。
试验研究表明，在连铸过程中存在以下几种晶粒游离：（1）过冷钢液中的非均质生核
在钢水进入结晶器后，结晶器铜壁对相邻钢液产生激冷作用而产生过冷；同时，在钢液内部存在大量质点，在过冷的推动下，通过非均质生核生成大量处于游离状态的小晶体。在液芯内钢水持续流动，带动游离晶向液芯深处漂移，从而形成晶粒游离。
在铸坯凝固过程中，由于存在结晶器激冷作用和非均质生核条件，这种晶粒游离现象总是存在的。
（2）结晶器铜壁上晶粒脱落
晶粒在生长过程中必然要引起界面前方钢液中溶质再分布，结果将引起界面前沿钢液凝固温度降低，从而带来过冷度降低。溶质偏析程度越大，过冷度减少越多，晶粒的生长速度就越缓慢或停止。
直到传热带来钢液温度降低而重新获得过冷，再重新生长。
在结晶器铜壁上生成的晶粒，在生长过程中向液相中析出溶质。在扩散和对流的作用下，前端析出的溶质很容易进入钢液内部，使界面处溶质浓度基本保持不变，从而前端过冷度依
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然较高，并保持较快的生长速度。
与此同时，在与铜壁接触的晶粒根部，溶质向液体中扩散的条件最差，偏析程度最为严重，使此处生长受到严重抑制或停止。因此，晶体在生长过程中将产生根部“缩颈”现象，生成头大根小的晶粒。
钢水流动对铜壁上的晶粒产生机械冲刷，同时局部温度反复波动对晶粒引起热应力冲击。晶粒缩颈部位熔点最低而又最脆弱，在机械冲刷和热应力综合作用下极易断开，致使晶粒自器壁脱落而导致晶粒游离（图5－3所示）。
大野笃美利用显微镜对Sn－Bi合金的凝固过程进行了直接观察和连续摄影，证实了凝固初期通过器壁晶粒脱落而产生的晶粒游离过程。
对于连铸过程来说，注流持续冲刷凝固前沿（尤其是采用M-EMS时），在结晶器上部必然存在晶粒游离现象。
（3）树枝晶上的枝晶分枝熔断
实际上，缩颈现象不仅存在于结晶器铜壁上晶粒的根部，而且也存在于树枝晶各次分枝的根部。这是因为，枝干侧面的分枝根部区域，由于溶质扩散最为不利而形成缩颈。两相区内树枝晶同时受到钢液流动冲刷和热应力的作用，最脆弱的根部缩颈处容易熔断，随钢流卷
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入液芯内部而产生晶粒游离（图5－4所示）。（4）游离晶的晶粒增殖
一般来说，处于自由状态下的游离晶本身都具有树枝晶结构。当游离晶在液流中漂移时，要通过不同的温度区域和浓度区域，其表面处于反复熔化和生长的状态之中。同样，在生长中分枝根部同样受到限制而形成缩颈，在高温和流动作用下根部就可能断开，一个晶粒将破碎成几部分，然后在低温下各自生长为新的游离晶粒（图5－5所示）。这个过程称为“晶粒增殖”，也是一种非常重要的晶粒游离现象。
（5）液面晶粒沉积所引起的晶粒游离
在凝固过程中，钢液面受到冷却生成晶粒，晶粒未与壁部晶粒形成连接。由于其密度比液体大而下沉，导致晶粒游离。
这种现象在模注和铸造工艺中更为常见，在连铸过程中，弯月面不断更新温度较高，同时又受到保护渣的保温作用，液面处不容易形成结晶。
四． 钢液流动对晶粒游离的作用
在铸坯凝固过程中，钢液流动对铸坯组织和质量（如中心偏析、表面夹渣及粘结等）影响较大。在铸坯液芯中存在着多种形式的钢液流动，可分为自然对流和强制对流。
（1）自然对流。由于密度差别而引起自然对流。主要指的是热对流，它是由于铸坯受到冷却，凝固前沿附近的钢液温度降低、密度变大而下沉，中心部分液体则由于温度较高、密度较小而上浮，形成自然对流。
水杯中的水温分布。
（2）强制对流。在浇注过程中的中间包注流冲击和电磁搅拌所形成的剧烈对流，另外还包括鼓肚、内裂等导致的晶间对流。
研究表明，在铸坯凝固过程中，钢液流动对晶粒游离有三个作用途径：
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①通过传热影响：在传热方面，钢液流动的宏观作用在于加速钢液过热散失，有利于游离晶粒在漂移过程中残存而不被熔化。
②通过传质影响：在传质方面，钢液流动的最大作用是促进游离晶粒的漂移和堆积，保证各种游离现象不断进行。
③对机械冲刷作用：即动量传递，通过钢液流动对坯壳的机械作用力，使枝晶根部折断，促进了晶粒游离。
五． 表面等晶粒区的形成1． 传统理论
根据传统理论，当钢液浇入温度较低的铸型（结晶器和钢锭模）中时，器壁附近钢液由于受到强烈的激冷，同时器壁表面也为非均质形核提供了良好条件，因此形成大量晶核。这些晶核在过冷钢液区中迅速生长并互相抑制，从而形成了无方向性的表面细等轴晶组织。故也把表面细等轴晶区称为“激冷层”。
传统理论认为，表面细晶粒区的形成与器壁的非均质生核和剧烈冷却有关。因此，表面细晶粒区的大小和等轴晶的细化程度主要取决于器壁散热条件所决定的过冷度和凝固区域的宽度，同时也与器壁和钢液中杂质微粒的生核能力有关。
然而，这种观点在解释铸坯和钢锭激冷层厚度时遇到困难：与模注钢锭相比，连铸坯表面等轴晶区的厚度较小。钢锭表面等轴晶区的厚度较大，一般厚度在几毫米到十几毫米；铸坯表面等轴晶区的厚度不超出5mm，通常为1～3mm。连铸结晶器的冷却能力比模壁大得多，按过冷理论铸坯表面应该形成更大的激冷层。2． 现代理论
现代理论主要涉及了晶核来源和形成条件两个方面：（1）晶核来源：①非均质生核过程；②各种形式的晶粒游离。
表面细晶粒区中的等轴晶粒不仅直接来源于激冷产生的过冷钢液中的非均质生核，而且也还来自包括器壁晶粒脱落、枝晶熔断断和晶粒增殖等各种形式的晶粒游离过程。（2）形成条件：①必要条件：器壁附近钢液内部的存在大量晶核；
②充分条件：抑制铸坯表面形成稳定的凝固层。
研究认为，形成稳定凝固层导致定向传热，促使等轴晶向柱状晶转变。因此，凝固壳形成的越早，等晶粒向柱状晶转变得也就越快，等轴晶区也就越窄。一旦器壁上晶粒互相连结
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而构成稳定的凝固壳层，晶粒就直接向内发展成柱状晶，表面细晶粒区将停止生长。
（1）晶粒游离的作用：研究指出，器壁上晶粒游离抑制了稳定凝固壳层的形成，从而促进了表面等轴晶发展。
器壁晶粒游离的内因是溶质偏析形成的根部缩颈，外因则为液芯内钢液流动。大野笃美试验证实，在无对流和纯金属凝固时，即使借助于激冷也无法形成表面细晶粒区。这也从另一个方面证实了晶粒游离对抑制形成稳定坯壳的作用。
（2）器壁的激冷作用：激冷对于等轴晶的形成存在两个互相矛盾的作用。①首先，器壁激冷增大其附近钢液的非均质生核能力，使晶核数目大大增加；②同时，强冷也促使晶粒很快连接成稳定的凝固壳，而最终阻止表面细晶粒区进一步生长。
大野笃美将750℃的Al－Ti合金浇注到用冰水激冷的不锈钢杯子中，其铸坯组织由外部的柱状晶区和内部的等轴晶区组成，没有表面等轴晶区，从而证实了上述结论。
因此，过强的器壁冷却能力反而不利于表面细晶粒区的形成。
六． 柱状晶区的形成1． 形成机理
在一般情况下，柱状晶区是由表面细晶粒区发展而成的。其形成机理涉及晶体学特征和传热两个方面：
（1）晶体学上择优生长：铁属于立方晶格，在结晶方向上，原子排列密度最小，结晶潜热最少、散热速度最快。因此，在方向上枝晶生长最快，成为枝晶的主轴方向。
（2）定向传热：稳定的凝固壳层一旦形成，凝固前沿就会产生定向传热。在定向散热的作用下，在垂直于器壁的方向上温度梯度最大，过冷度最大，枝晶将向前延伸生长。由于各枝晶主干方向互不相同，那些主干与热流方向相平行的枝晶生长得更为迅速，同时也抑制了相邻枝晶的生长。在逐渐淘汰掉取向不利的晶粒过程中发展成柱状晶组织（图5－8）。
这个互相竞争与淘汰的晶体生长过程称为晶体的择优生长。由于择优生长，在柱状晶向前发展的过程中，离开器壁的距离越远，取向不利的晶粒被淘汰得就越多，柱状晶的方向就越集中，同时晶粒的平均尺寸也就越大。
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2． 铸坯中柱状晶的特点：
（1）柱状晶区的宽度：由于连铸的定向传热和冷却强度很大，柱状晶比较发达。在某些情况下，如果中心没有形成等轴晶，则柱状晶区将一直延伸到铸坯中心，形成“穿晶结构”（小方坯的特有组织）。
从实际凝固组织来看，柱状晶区开始于稳定凝固壳层的产生，而结束于内部等轴晶区的形成。因此，柱状晶区的大小取决于上述两个因素的综合作用。由于连铸工艺的限制，表面等轴晶区不易控制，因此控制柱状晶区的关键措施是促使中心形成内部等轴晶。
（2）柱状晶的方向：从铸坯的纵断面看，柱状晶并不完全垂直于表面而是向上倾斜一定角度（约10°），这是由凝固前沿钢液流动造成的。
当钢液从上向下流动时，对柱状晶的迎流面产生冲刷，此处的富集溶质被带到铸坯中心的液芯内，导致迎流面局部的液相线温度提高、过冷度增加，致使生长偏离热流方向而向过冷度更大的方向生长。
（3）柱状晶的对称性：弧形连铸机生产的铸坯，低倍结构不对称。内弧比外弧的柱状晶更宽，最终凝固点不在铸坯的中心，而是偏向外弧侧。关于这一现象存在三种解释： ① 游离晶在重力作用下在外弧侧沉积，抑制了外弧柱状晶的发展；
但无法解释以下事实：外弧上游离晶沉积应加速外弧发展，而实际上外弧凝固变缓，最终凝固点向外弧偏移；而且，在不存在中心等轴晶区时内弧柱状晶同样较宽。② 由于冷却水在内弧侧容易滞留，形成大面积流动；而外弧冷却水冲击表面后直接离开表面，因此使内弧侧传热量大于外弧，凝固速度加快。
③ 水口注流对外弧的凝固前沿产生了更多的冲刷，抑制了外弧坯壳的生长。
（4）柱状晶具有枝晶结构：在纯金属的凝固过程中，凝固前沿基本上呈平面生长，形成柱状晶组织。而铸坯凝固前沿为非平面凝固，其柱状晶是柱状枝晶。
成分过冷是产生枝晶生长的前提，但并非产生柱状晶的必要条件；适于微观组织的成分过冷理论，不能用于分析铸坯的宏观组织的形成过程。
七． 内部等轴晶区的形成从本质上说，内部等轴晶区的形成是由于钢液内部晶核自由生长的结果。但是，关于等轴晶晶核的来源，至今仍是尚未彻底解决的课题。目前，等轴晶晶核来源理论主要有两类：
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1． 成分过冷理论：过冷钢液直接生核理论。
该理论认为，随着凝固层向内推移，固相定向散热能力减弱；液相中的溶质原子越来越富集，从而使界面前方成分过冷逐渐增大。当成分过冷大到足以发生非均质生核时，便导致内部等轴晶的形成。（这也涉及了另一种固体质点理论）（1）支持证据
向单向结晶的钢液中加入生核剂而引起等轴晶形成的事实说明，当存在大量有效生核质点时，成分过冷所导致的非均质生核仍然可能是内部等轴晶晶核的有效来源。（2）反对证据
①凝固时的热分析结果往往与以上的分析不相符合；
②柱状晶生长所需的过冷度比液芯内部的非均质生核要求的过冷度还要小； ③无法解释大量有关内部等轴晶形成的实验现象。2． 晶粒游离理论
连铸是一个连续生产过程，中心液芯始终存在并保持相对稳定。在钢液流动和重力的作用下，铸坯上部形成的游离晶，会向液芯的深处沉积。液芯深处过热度基本消失，沉积下来的游离晶在中心处自由生长，形成中心等轴晶。
电磁搅拌（M-EMS和S-EMS）对铸坯中心组织的改善效果，证实了这种机理。
上述理论与看法均有各自的实验根据，然而也受到其实验条件的限制。虽然有关细节问题尚需进一步探讨，但是轻率地否定任何一种说法似乎都是片面的。目前比较统一的看法是，中心等轴晶区的形成很可能是多种途径的，各自作用的大小当由具体的凝固条件所决定。
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第三节 铸坯凝固组织的控制
一． 铸坯凝固组织对质量的影响
铸坯的质量和性能与其凝固组织密切相关。就宏观组织而言，表面细晶粒区一般比较薄，并且其可变化范围很小，对铸坯的质量和性能影响相对较小。铸坯的质量与性能主要取决于柱状晶区与等轴晶区的比例以及晶粒的大小。1． 柱状晶的特点
（1）柱状晶组织比较致密。在生长过程中受到的冷却强度大、凝固区域较窄，同时其横向生长受到相邻柱状晶的阻碍，树枝晶得不到充分发展，分枝较少。
（2）柱状晶具有明显的方向性。晶界面积小、位向一致，加工后钢材的力学性能具有明显的方向性，即横向性能明显降低。
（3）柱状晶之间结合力差，容易产生裂纹。柱状晶间常富集有害元素（S、P）和夹杂，大量夹杂与气体等在该处聚集，使此处更容易产生裂纹，或者使铸坯在以后的塑性加工中产生裂纹。
（4）柱状晶过分发达时，在铸坯中心可能产生搭桥形成穿晶结构。在小方坯连铸中，柱状晶发达，常常导致穿晶，形成小钢锭结构，使铸坯中心存在偏析、疏松和缩孔等缺陷。这些缺陷在以后的轧制过程中无法彻底消除，对最终产品质量产生严重影响。
生产中可以通过提高钢水纯净度、改进连铸浇注工艺和增加电磁搅拌等措施，减轻柱状晶比例。但受到具体生产条件的限制，如过热度不能太小、普钢连铸机无电磁搅拌设备、普钢厂无炉外精炼设备、高拉速以及相应的高冷却强度等，柱状晶依然会存在。2． 等轴晶特点
（1）等轴晶没有方向性：等轴晶是晶粒自由生长的结果，且各晶粒之间位向各不相同。因此，等轴晶具有各向同性的特征。
（2）组织性能均匀而稳定：晶界面积大，杂质和缺陷分散分布。一般说来，晶粒越细，杂质和缺陷分布越分散，其综合性能就越好。
（3）铸坯中心质量好，缺陷少：中心呈体积凝固、晶粒自由生长，中心集中缩孔消失，中心裂纹大大减少。
（4）显微组织不够致密：中心过冷度大，枝晶比较发达，显微缩松较多。
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3． 控制方向
（1）采用定向凝固技术，可以获得没有横向晶界的柱状晶组织铸件，其横向性能和寿命大幅度地提高。如航空发动机叶片、磁性材料和单晶硅。
（2）在生产有色金属及其合金、奥氏体不锈钢铸锭时，为获得较高的致密度，往往在提高纯净度的前提下，希望得到较多的柱状晶。
（3）对一般钢种，为避免柱状晶区的危害，希望获得最大程度的等轴晶组织。 抑制柱状晶、发展等轴晶，这是炼钢工作者的追求目标之一。
二． 碳含量和断面对凝固结构的影响
1． 碳含量
在没有电磁搅拌工艺的条件下，通过对86炉数据的统计得出以下结果（试验条件：90吨电炉冶炼，浇注280×350mm连铸坯，切除头坯和尾坯）：
%C0.2，T10C：全部柱状晶组织；（1）
%C0.2~0.4，T50C：存在中心等轴晶区；（2）
%C0.4~0.7：与%C0.2％相似；（3）
%C0.7：产生分叉柱状晶（即枝晶发达）（4）；
T10C：产生细小等轴晶区。（5）
一般认为，碳含量对宏观组织的影响与凝固过程中包晶反应有关。由于包晶反应是在液相成分富集到一定程度后才能发生的，因此往往发生在枝晶的根部。包晶反应阻碍了枝晶根部生长，使根部缩颈更加严重，从而容易产生更多的枝晶游离。
在％C=0.2~0.4的范围内，在枝晶根部包晶反应量最大，因此枝晶游离也最多，因此中心等轴晶区也最大。
由于生产条件的不同，得到的试验结果可能会有所差别，但总的趋势基本一致。2． 铸坯形状
铸坯形状决定了钢水的散热状况，它们之间的相互关系比较十分复杂。
（1）薄板坯和小方坯等轴晶率低：在相同的喷水条件下，比表面积大，铸坯受到的冷却强度较高，有利于柱状晶生长，中心甚至无等轴晶区，柱状晶贯穿铸坯中心形成穿晶结构。
（2）厚板坯和大方坯等轴晶率高：在相同的喷水条件下，冷却慢、显微偏析大，有利于形成晶粒游离，等轴晶率较高。
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三． 凝固组织的控制
铸坯中三个晶区的形成是相互联系、彼此制约的。形成稳定凝固壳导致表面细晶粒向柱状晶过渡，而阻止柱状晶进一步发展的关键则是尽早出现中心等轴晶。
在绝大多数情况下，连铸坯的等轴晶率越高，铸坯质量越好。因此，在满足生产的条件下，浇注工艺应促进中心等轴晶的形成。等轴晶生成理论已经给出扩大等轴晶率的原则：
（1）强化钢液生核；（2）促进晶粒游离；（3）有助于游离晶的残存。
满足这些原则的工艺因素都将抑制柱状晶区的形成和发展，扩大等轴晶区的范围，并细化等轴晶组织。1． 浇注工艺
在实际生产中，各浇注工艺因素在生产、质量和成本等方面往往是互相矛盾的，因此必须进行合理的控制。一般情况下，在满足生产要求的前提下，应尽量改善浇注工艺，以有利于等轴晶的形成和晶粒细化。
例如：为了保证多炉连浇、保证整个生产系统顺行和降低成本，有时必须适当提高浇注温度。尤其是中间包开浇的第一包钢水必须比连浇炉次的温度高出20～40℃。
（1）浇注温度
低温浇注是改善宏观组织的最基本和最有效的工艺措施，同时也是采用电磁搅拌等措施改善宏观组织的基础条件。大量实践证实，降低浇注温度是减少柱状晶获得细等轴晶的有效措施（图5－
11、图28）。
原理：①过热度较小，过热度消失加快，容易达到非均质形核的温度；
②低过热度有助于已有的游离晶粒残存。
局限性：在实际生产中，低温浇注会受到其它条件的限制。
①浇注温度过低，钢包浇注后期中间包内钢水温度低，导致中包水口冻结； ②浇注温度低不利于夹杂上浮；
③无法保证保护渣正常熔化，尤其在薄板坯连铸中要求更加严格； ④低温浇注势必要求提高拉速，同时导致鼓肚、压扁等缺陷； 显热降低对坯壳生长影响不大
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⑤拉速高浇注周期缩短，钢水供应必须保证连浇；
通常控制中间包过热度在20～40℃范围内。
水冷水口：为了降低进入结晶器的钢水的温度，同时避免对中间包浇钢的影响，有人提出了“水冷水口”的设想（在铸造行业，已经有了类似的生产工艺），但由于安全和可操作性等原因，至今未进入实用阶段。
FAST法：欧洲采用向结晶器内喷吹金属粉末，吸收过热和提供晶核，以增加等轴晶区，改善产品性能。在140方坯上进行试验的结果表明，金属粉加入量1～1.5％，可提高拉速40～50％，铸坯等轴晶区增加，中心疏松和偏向减少。（2）冷却条件
原理：形成较宽的凝固区域和较大的过冷度，促进钢液生核和晶粒游离。小的温度梯度和高的冷却速度可以满足上述要求。
合金性能：凝固条件对于不同的合金有着不同的作用。
①导热能力强的合金：Al及Cu合金的导热系数高，强冷效果可能使整个断面同时产生较大的过冷，整个溶液的生核能力增强，因此在相同的情况下，采用强冷比弱冷（金属型铸造比采用砂型铸造）更易获得细等轴晶组织。
②连续铸钢生产：对于各钢种的连铸过程而言，不可能同时满足这两个条件。
首先，连铸过程中冷却能力很大，而钢的导热能力差、凝固潜热较大。在这样的前提下，铸坯表面受到的强冷，只能使凝固期间的铸坯表面层产生过冷，因此无法实现整个断面上的同时过冷。
凝固理论讲义
刘增勋
2007年
3.0版
第3 －16页
表面冷却强度增加1000倍，也不能在结晶器出口消除液芯和过热。
其次，表面强冷促使稳定凝固层的形成，同时也使界面处温度梯度变大，凝固区域变窄，有利于柱状晶的发展。因此，在一般生产中，强冷更易获得柱状晶。特别是在高温下浇注更是如此。
实际效果：在实际生产条件下，通过控制冷却速度来改善铸态组织的作用不明显。 从理论上来说，降低冷却速度可以对抑制柱状晶的发展有积极作用。但是，在连铸的实际生产中，冷却的可调范围较小。
①在铸坯表面不喷水冷却，辐射散热量也很大，达不到砂型铸造的弱冷；同时，即使在砂模冷却速度下同样也存在柱状晶。因此，实际控制的弱冷对柱状晶的抑制效果并不明显。
②二冷水量又直接影响到液芯长度、鼓肚和铸机生产率，其可调范围会进一步受到限制。因此，在确定冷却强度时，应首先重点考虑控制裂纹、拉矫温度、液芯长度等工艺因素，而把控制柱状晶放在次要位置，组织的控制通过采用其它方法来实现。
结论：①强冷促进了柱状晶发展；
②弱冷不能促使柱状晶向等轴晶转变；
③强冷导致冷却速度增加，二次枝晶减少，组织细化； ④冷却制度首先应考虑生产因素，通过其它措施增加等轴晶率。
（3）拉速
①拉速对铸坯凝固结构无明显影响：如180×180mm方坯拉速1.32m/min和3.4m/min时，铸坯晶区结构分布基本相同。
②提高拉速降低中心致密性：高拉速下液芯深度增加，降低了中心凝固时的补缩能力，会产生中心缩孔。
在浇注需要拉拔、冷镦等冷加工的钢材时，应采用低拉速保证中心致密性。2． 变质处理
变质处理是向钢液中添加少量物质以达到细化晶粒、改善组织之目的的一种方法。目前这种方法的技术术语很不统一。如在铸铁中一律称“孕育”，在有色合金中常称“变质”，在钢中则两种混用。
孕育剂的种类很多，其作用机理也各不相同。根据目前对孕育剂作用原理的认识，可将孕育剂归纳为如下两类：
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（1）生核剂：其主要作用是强化非均质生核过程，包括两个方面：
①直接作为外加晶核的生核剂。
这是一些高熔点物质或同类金属碎粒。它们在钢液中可直接作为有效衬底而促进非均质生核。已经证明，在高锰钢中加入锰铁，在高铬钢中加入铬铁都可以直接作为非均质晶核而细化晶粒并消除柱状晶组织。
在铸钢工艺中使用较多，但在连铸生产中很少应用。②通过与钢液反应而形成生核剂。
Ⅲ级钢筋中加入 VN合金和TiFe，就是通过形成碳化物和氮化物，从而达到细化晶粒和增加等轴晶的目的。目前已经成为通过微合金化提高钢材性能的主要措施。（2）强成分过冷元素孕育剂
这类孕育剂的主要作用是通过在生长界面前沿的富集而使晶粒根部和树枝晶分枝根部产生缩颈，从而促进晶粒的游离。
由于受到钢种成分的要求，因此此类方法也不实用。3． 电磁搅拌
（1）工作原理：电磁搅拌引起钢水运动，其原理与电动机基本相同。
在铸坯周围安装电磁搅拌设备，铸坯就象电动机转子一样放在旋转磁场中。液芯内的钢液不断切割磁力线，在电磁力的作用下象转子一样旋转，达到了搅拌钢水的作用。由于坯壳无法旋转，因此旋转的钢液对正在凝固中的坯壳形成不断冲刷。
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（2）作用
①增加铸坯等轴晶率：采用电磁搅拌使钢水产生强制对流，使凝固前沿的树枝晶熔断或折断，促进晶粒游离。枝晶碎片作为等轴晶核心长大而扩大等轴晶区，如图4－36； ②消除搭桥，提高铸坯中心质量：消除了树枝晶搭桥、等轴晶增加、改善铸坯中心疏松和编孔，减轻了中心偏析。
③消除皮下气孔和皮下夹杂，改善铸坯表面质量：M-EMS消除，改善表面质量 ④均匀夹杂物分布，提高纯净度：对于弧形连铸来说，S-EMS消除了夹杂在内弧的聚集；同时，钢液内夹杂聚集上浮，提高了钢的纯净度。
⑤均匀坯壳厚度，减少铸坯纵裂纹和凹陷：M-EMS抑制了枝晶的快速生长，使初生坯壳更加均匀。
（3）影响：①M-EMS位置太高或强度较大时液面稳定，容易卷渣；
②M-EMS促使钢水旋转，在弯月面上产生驻波，同时使保护渣向中心聚集，不利于液渣层流入坯壳与结晶器间形成渣膜； ③S-EMS强度过大容易导致白亮带（负偏析）。
（4）安装位置
电磁搅拌器可以安装在结晶器（M－EMS）、二冷区（S－EMS）和凝固末端（F－EMS）。①M-EMS：改善铸坯表面质量，消除皮下针孔和表面夹渣，加宽中心等轴晶带。②S-EMS：消除夹杂内弧聚集，形成晶粒很细的中心等轴晶带，减轻中心偏析和缩孔。③F-EMS：在接近凝固末端时，再次搅拌含等轴晶和钢液组成的两相区，可以进一步减轻铸坯中心偏析（包括高碳钢在内）。
但是，凝固末端不易确定，主要用于板坯连铸。
（5）效果：使用电磁搅拌的效果决定于钢中％C量。
C=0.1％左右，钢液凝固承受L的转变，坯壳与结晶器铜壁气隙最大，导出热流最小，柱状晶比较发达。使用EMS铸坯等轴晶区由20％增加到40％。
C>0.6％，显微偏析严重，柱状晶发达，使用EMS等轴晶由零增加到40％。C＝0.1~0.6％，使用EMS可加速柱状晶向等轴晶的转变。
