板坯可以在表面上观察到纵向裂纹，在尾部观察到中线裂纹。要了解板坯中的角裂纹及孔隙，必须用沿板坯边部进行火焰切割处理，切割出50mm宽，2～3mm深的槽。在检查板坯的裂纹时，在高强低合金钢（HSLA）、包晶钢、中碳钢中发现了角部横裂，但是在低碳铝镇静钢中却很少发现裂纹。包晶钢含有Nb，因此，角裂的百分比极高。虽然在板坯的疏松边发现了角部横裂，但板坯中的大多数裂纹出现在板坯的固定边。几乎板坯中所有的角部横裂纹与振动痕迹方向一致。在出厂前，必须对板坯中的角裂纹和针孔进行处理。处理板坯中出现的裂纹将增加产品成本，降低生产能力，耽误产品出厂日期。经过火焰切割后的板坯样品送到米塔尔研究实验室进行分析，以便确定其中角部横裂纹的发生原因。为减少角部横裂纹，米塔尔公司LazaroCardenas（MSLC）的操作人员、维修人员、技术人员组成了一支精干的团队，以降低板坯角部横裂纹的发生。 裂纹起因 中药提取
当铸流表面遭受到热力应变、机械力应变或相变时，若该应变量超过了铸件材料的最大应变 值，板坯就会发生横裂。在下列条件下板坯可能产生裂纹：（1）铸流表面温度下降至低延展区以下，拉伸应变导致铸件产生裂纹。(2)结晶器上热收缩应变引起板坯内部热断裂，产生裂纹。（3）结晶器上或结晶器附近所施加的外力引起表面热拉裂。 产品的延展性低是出现裂纹的主要原因。影响板坯横裂的因素还包括化学作用。减小温差，降低震动是避免板坯裂隙发生的主要措施。 角部裂分析对板坯切削样本（削痕深度2～3mm）进行化学成分分析的结果如表1。在这种钢中发现了严重的角部裂纹，主要原因是该种钢的Nb、V和C含量高，特别是C对包晶钢非常敏感。理论上讲，Nb(C，N)在1090℃翻译家张培基逝世开始析出，当温度下降，析出量快速增长，当温度降低到900℃时主要析出物为V（C，N），温度进一步下降到800℃制氧时，晶间继续析出。众所周知，在温度降低过程中，Nb基及V基析出物沿奥氏体晶粒边界析出。事实上，晶核阻碍其析出，实际的析出温度还要低些，而且，由于处在低温高饱和条件，突然析出发出声响。大量析出物的出现软化了奥氏体晶粒边界，而且当板坯在弯曲拉应力作用下，就会沿晶体边界出现裂纹并扩展。
表1 板坯化学成分 ％
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冷再生C Si Mn P S V Al Nb Ti Ca N
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0.11 0.019 1.01 0.010 0.005 0.016 0.032 0.0290.014 0.0013 0.0030
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大多数情况下，连铸的板坯裂纹很难用肉眼观察得到。在板坯上切削出2～3mm槽后，就可见到其中的裂纹，大部分裂纹的深度超过3mm。但是，在火焰切削后，窄面出现的裂纹却很少。大多数裂纹发生在振动痕迹上。在钢坯宽面，大的裂纹长度可达25mm。从板坯宽面的表面算起，其裂纹深度约5～6mm。要对裂纹进行深入研究，就必须使用电子显微镜、SEM、微探针和火焰切削技术来了解外来颗粒、结晶器磨损脱落的金属元素、树状结构和裂纹周围的原奥氏体边界。火焰表面清理可能改变板坯表面的微结构，因此，在火焰表面清理的样品角部开始切割取样进行观察。
从一个观察面的树枝状结构裂纹观察，可以看出所有裂纹从表面穿透进入了钢的基体内部，裂纹不是枝晶间结构，裂纹切断了枝晶臂。电子显微镜观察结果表明，在无外来杂质的条件下（如结晶器磨损脱落的金属元素），SEM－EDAX和微探针成图显示，裂纹中没有Cu，Ni及Cr等元素出现。各种迹象表明这些裂纹并不是从凝固初始阶段的弯月形金属液面开始形成的。
不进行火焰表面清理的样品，在靠近板坯角部的宽面，可直接用抛光和浸蚀方法观察裂纹情况。板坯充分浸蚀后显示出的白条带为粗晶粒网状结构，裂纹主要沿这个白条带结构出现。硬度测试表明，白相比黑相更软。这就表明白条带是冷却时沿奥氏体晶粒边界生成铁素体晶粒组织。根据计算，具有表1化学成分的钢的A3温度值为841℃。即铁素体晶粒组织大约在840℃环氧乙烷时开始形成。铁素体晶粒组织较软，如果板坯角部温度降低于840℃，又在扇形面非弯曲点上，则在原奥氏体晶粒边界上较软的铁素体晶粒组织中Nb基及V基析出物析出，就很容易在板坯上形成裂纹，并不断扩大。
由Mintz及Abushosha先生作了具有类似化学成分的钢种热延展性试验。在750～900℃时，板坯延展性低，板坯的析出物成分和铁素体晶粒组织形成温度与计算分析相吻合。对未进行火焰表面清理的纵向剖开的样品进行浸蚀，观察其中的裂纹和铁素体晶粒组织，发现在振痕处开始的地方有3mm深的裂纹，可以清楚看到钢中裂纹沿铁素体晶粒聚集处出现。仔细观察可发现裂纹在连铸坯振痕的弯月面1mm内开始出现。
板坯表面顶部原奥氏体晶粒边界铁素体晶粒聚集处平均相距1mm，最大可达2mm。在样本的横断面上，可以看到奥氏体生长特别快，裂纹一直从表面伸长进入板坯内。沿奥氏体晶粒边界向钢板里面至少扩展6mm。有气孔的铸坯，其裂纹沿奥氏体晶粒边界扩展得更深。因为铸流振动痕迹处与结晶器接触面积小，热传导低，所以结晶器内的奥氏体裂纹扩展增大。而振痕浅的部分热传导较好。
在所有样品中，用电子显微镜，SEM及微探针观察抛光的板坯表面，并没有发现任何结晶器喷涂料或结晶器磨损脱落的金属元素。根据窄面及宽面结晶磨损类型，可知板坯角部的裂纹与结晶器表面脱落的Cu无关。
综上所述，所有分析表明裂纹是晶粒间的裂纹。因此，弯月面热拉裂不是引起角部横裂的原因。结晶器磨损也不是角部横裂的原因。根据裂纹沿原奥氏体晶粒边界的事实，可知裂纹从结晶器中的弯月面开始，而产生的主裂纹是在低温条件下拉伸或不适当的拉力作用下产生的。在拉伸前降低冷却速度，使角部温度大于900℃mtg，可避免由于Nb基及V基析出物析出和铁素体相变引起的热压延凹陷现象。
热传递均匀稳定时，可以改进弯月面包晶钢表面。因此，热传导低的结晶器喷涂料与裂纹的产生有关。要得到浅振痕，铸机振动参数需要进行优化，因此，必须有效的控制结晶器液面。
在这些分析的基础质上，测出板坯角部的温度。根据现有的喷水降温区宽度、喷水量和结晶器热传导的情况，对铸模热传导的差异进行测量。根据铸坯角部温度不同，便可以预测铸件质量。在1区和2区的水喷射冷却系统可以均匀降低宽板坯角部温度。板坯经过2区后，仅有辐射冷却，但是，其冷却程度足以保持角部在延展率较低范围内拉伸。要将扇形
面非弯点角部温度提高到低延展温度之上，减少结晶器散热，或取消区1区、2区角部的喷水冷却，从而保证结晶器出口的板坯角部更热。为此，结晶器采用喷涂料可起到很好的作用。
连铸机上应用减少横裂纹的措施
结晶器热传导：浇铸包晶钢时，对结晶器缓慢冷却。最初，MSLC公司用了一种喷涂料结晶器，喷涂料材料为CaO／SiO2，其配比为1．05，在1300℃时喷涂料的粘度为2．78泊，平均热传导率为73．9kJ／kg。结晶器内热传导率高，则板坯凝固皱纹增加，形成裂纹。当镀层材料为CaO／SiO2，其配比为1．20，材料的熔点和粘度相同时，结晶器的热传导率显著减小，平均热传导率仅有62．4kJ／kg。这种钢的浇铸速度为0．75～1．0m／min，结晶器宽面水流量为3800l／min，窄面水流量为400l／min。这两种结晶器喷涂料的化学及冶炼特性见表2。
自动结晶器液面控制：放射状结晶器液面控制系统已被涡流状结晶器液面控制系统所取代，其控制精度在±2mm范围内。结晶器液面波动越高，振痕就越深，因此，板坯更容易
发生角横裂。而现代涡流结晶器可以精确控制结晶器液面。MSLC公司采用涡流系统控制结晶器液面，并改进了钢水净化措施。对钢水净化处理和钢包中Ca的处理，显著减小了喷嘴堵塞，从而避免结晶器内的偏流。偏流是引起结晶器液面波动的主要诱因。
结晶器自动喂粉装置：连铸机安装了结晶器气动喂粉机。生产的钢种不同，气动喂粉机的气压不同，其对结晶器的喂粉量也不同。喂粉均匀可提高热传导，减少角部裂纹。自从MSLC公司安装这种设备后，不仅单位消耗的粉末减小，从0．55kg／t减小到0．50kg／t，而且包晶钢的质量也有所提高。
窄面楔形：生产无合金包晶钢时的原窄面楔形斜度为0．8％，生产合金钢时，如含Nb，V及Ti的合金钢，原窄面楔形斜度为0．9％。这些典型钢种的浇铸速度为0．75～1．0m／min，其浇铸速度取决于板坯厚度及宽度。由于碳钢收缩大，窄面斜度增加到了1．1％。增加楔形斜度，改进了凝固板坯与结晶器的接触状况，确保热传导的均匀性；当板坯出结晶器时，可阻止鼓肚。但是楔形斜度过大也不可取，这样会增加摩擦力，其结果是增加角部裂纹。楔形斜度过大，还会导致结晶器铜板磨损快。从结晶器上剥蚀下来的铜已成为角
部裂纹的主要因素。
振动行程及频率：MSLC厂铸机结晶器的振幅为10mm，频率较低，频率取决于浇铸速度。如果结晶器的振幅大、频率低，发生负速铸坯的时间就长，使振痕加深。角部裂纹通常与振痕有关，因此，生产过程中不希望出现深的振痕。MSLC公司曾经做过一个对比实验，一组铸流采用高频振动，振幅减到6mm时，另一组铸流采用低频振动，振幅保持10mm。振幅为6mm的高振频结晶器生产的负速铸坯时间少，如表3所示，平均振痕深度从0．58mm降至0．425mm，下降了27％。从此以后，MSLC公司的所有结晶器都改为振幅为6mm的高频结晶器，这样明显减少了角部裂纹。
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