薄板坯连铸连轧生产技术若干问题
摘 要 我国已建成7条薄板坯连铸联轧生产线.介绍了钢铁研究总院近年来来薄板坯连铸连轧生产技术方面所做的部分研究开发工作。
关键词 CSP 碳钢 Nb微合金化钢 显微组织
1 前言
我国目前已投产薄板坯连铸连轧生产线7条（珠钢、邯钢、包钢、鞍钢、唐钢、马钢、涟源钢厂），另外还有几条生产线正在建设或酝酿规划之中。利用薄板坯连铸连轧工艺进行板带生产正成为我国板带产品的重要组成部分。已经投产的TSCR机组已可大量生产普通碳素钢、碳锰钢和部分耐大气腐蚀钢等板带产品，这些机组的投产改善了我国扁平材与长型材的比例结构，为满足我国快速增长的国民经济发展的需求做出了重要贡献。
钢铁研究总院率先在兰州钢厂开展了我国的TSCR流程工业化研究。近年来随着TSCR生产线的引进，钢铁研究总院结合引进的新装备与钢铁企业一道对TSCR生产技术进行了研究和探索。本文就TSCR流程产品生产过程中连铸结晶器技术和品种开发的若干技术问题做些探讨。
2 薄板坯连铸结晶器技术
2.1 结晶器
漏斗形结晶器是薄板坯连铸机的核心，漏斗形结晶器技术的采用从根本上解决了浸入式水口的使用寿命问题，使得高效连续生产薄规格铸坯变为现实。同时由于漏斗形结晶器大的上口表面积，它为保护渣的熔化创造了条件。但是采用漏斗形结晶器增加了结晶器内坯壳变形，刚刚凝固的坯壳容易产生裂纹，限制了像晶钢这样难浇品种的生产。为了减少或减缓漏斗形结晶器内金属变形，可采取的措施有：尽量见效漏斗的开口度；将铸坯由漏斗形过渡到矩形的变形段加长；优化结晶器内腔形状设计，使结晶器内金属变形分布更加均匀、平缓，降低变形速率，降低铸坯产生裂纹的可能性。
结晶器内腔曲面形状的优化设计是确保薄板坯连铸高拉速和铸坯质量的关键。钢铁研究总院通过结晶器内腔形状的优化设计，在漏斗形结晶器设计方面形成自有技术，开发出两种不同类型的薄板坯连铸用漏斗形结晶器，称之为双弧和椭圆漏斗结晶器。
通过对上述两种结晶器铸坯表面等效塑性应变分布分析可得出：两个模型有一些共同特点，即在不同高度水平上，铸坯表面应变最大值都在结晶器两个弧面交接处，应变峰值在宽面上的分布位置与模型中两个曲面对接线形成了明显的对应关系，这也是两个模型最显著的变形特征；横向应变在结晶器两曲面弧交界处改变了方向，说明结晶器两个曲面弧的半径相交界位且对金属变形有很大影响，这也是优化和改进结晶器应该考虑的重要因素；与椭圆模型相比，双弧模型应变分布更均匀，梯度更小，因而性能更优越，曲面形状设计更加科学合理，有助于消除或减缓初生坯壳裂纹的产生。
2.2 结晶器铜板的国产化
我国CSP生产线的漏斗形结晶器铜板一直一览进口。钢铁研究总院在已有薄板坯连铸结晶器技术上取得了一定的突破，与珠江钢厂等单位合作进行了结晶器铜板的试制。试制的铜板已在珠钢CSP生产线上试用，浇铸钢种为集装箱用拿候钢，铸坯断面宽度为1.10、1.13、1.17m，开浇拉速设定4.0m/min，浇铸过程保持5.0m/min，其他工艺条件与使用德国西马克公司生产的铜板相同，铜浇铸91炉（13650t钢）。因设备检修停产下线，下线后检查铜板，内弧板渣线部位有侵蚀现象，最大磨损量0.6mm。在使用过程中，拔热量稳定，铸坯质量优于使用进口铜板，生产中没发生因铜板原因而造成漏钢及其他事故，取得了非常满意的效果。
2.3 结晶器传热和变形行为的研究
与传统的板坯连铸生产相比，连铸薄板坯断面小、凝固快，速度高，单位时间进入结晶器的钢液量较大，使得结晶器的热负荷较大，从而使具有特殊结构形状的薄板坯连铸结晶器的工作条件更加恶劣。经验表明，薄板坯连铸结晶器的寿命远比传统板坯连铸结晶器的寿命低。结晶器铜板厚度的选择和冷却水缝的设计将决定从钢坯中带走热量的大小，进而决定拉坯速度。如何优化结晶器铜板的结构，提高冷却效率和使用寿命，对于薄板坯连铸结晶器来说，是一个十分重要的问题。
通过有限元分析方法，得到生产实际使用的结晶器铜板的温度分布和变形情况，作为结晶器结构优化、改进设计的理论依据，使铜板的几何结构更加合理，减小产生塑性变形的可能性，提高结晶器的使用寿命。
2.4 结晶器热流成像技术
以珠江钢厂薄板坯连铸结晶器为研究对象，在现场用预埋热电偶实际测量了铜板温度，开发了结晶器铜板温度场在线监测软件，在线动态监测结晶器铜板宽面及窄面的温度变化工程。通过结晶器铜板温度分析有限元计算，根据现场埋设点到对应位置热面表面和热面上各对应位置之间的温度变化规律，开发了结晶器温度监测软件。
软件的结果界面直观地反映了结晶器两个宽面和两个窄面热面的温度分布情况，程序可在约每3s时间内读取热电偶的测量数据，计算出结晶器整个热面的温度分布，并在结果界面内显示出彩色云图。
根据软件的结果界面所显示的结晶器热面的温度分布，操作人员可以直观地了解浇注过程中结晶器的使用状况，技术人员可根据软件产生的数据记录文件，进一步分析各工艺参数对结晶器温度的影响规律，优化生产工艺参数和结晶器形状设计。
2.5 长寿命结晶器技术
同传统的大板坯连铸技术一样，薄板坯连铸结晶器采用镀层技术后，结晶器的使用寿命同样得到大幅度提高。但常规镀层技术并没有很好解决高拉速下结晶器弯月面处的侵蚀问题，尤其是对电炉钢供薄板坯连铸，热侵蚀和化学侵蚀对结晶器使用寿命的危害更严重。近年来，等离子喷涂和超音速喷涂技术得到迅速发展和应用。结合结晶器生产条件，可以通过开发薄板坯连铸结晶器局部热喷涂和镀层技术，解决由于热侵蚀、化学侵蚀、裂纹等问题所造成的结晶器使用寿命低的问题，提高结晶器铜板矿侵蚀性能和抗裂纹性能，进而达到提高铸坯质量、提高铸机作业率的目标。目前，钢铁研究总院正在结合钢种和热流特点，积极开展该领域的技术开发工作。
3 薄板坯连铸连轧产品开发技术
3.1 关于夹杂物控制的思考
⑴夹杂物在奥氏体中的溶解与析出的可能性
当夹杂物在固态铁基体如奥氏体中沉淀析出时，其平均尺寸均非常小（一般均小于100mm）。因而通常希望他们在固态析出。其是否能在固态析出及析出量的大小可用夹杂物在铁基体中的固溶度或固溶度积公式进行理论计算。钢中主要夹杂物在奥氏体中的固溶度积公式可由热力学推导或由相关试验测试，其中最典型的MnS和Al2O3在奥氏体中的固溶度积公式为：
log([Mn]·[S])=5.02—11625/T (1)
log([Al]2·[O]3)=33.996—82580/T (2)
式中[M]表示处于固溶态的M元素的质量百分数，T为绝对温度。由上述公式可得到钢中固溶的元素量随温度的变化。
对传统硫含量控制水平的普通低碳钢，要使全部MnS固溶于基体奥氏体中是相当困难的，但对于目前广泛研制生产的超纯净钢来说，使全部MnS固溶于基体奥氏体中已成为可能，硫化物夹杂将有可能在钢材凝固温度下完全固溶而在较低的温度下在奥氏体中沉淀析出；在目前钢铁材料中夹杂物形成元素的通常含量情况下，氧化物夹杂则不可能在钢材凝固温度以下采用高温铁水浇注快速冷却至较低温度的工艺抑制氧化物夹杂在钢水凝固前及凝固过程中的析出，薄板坯连铸连轧工艺在这方面具有独特的优点。
⑵夹杂物沉淀析出强化
在Crowan机制作用下，第二相导致的钢铁材料强度的增加值YSp可由下式表述：
YSp=8.9952×103 
ln(2.4170d) (3)
式中YSp的单位为MPa，d的单位为nm。当钢中夹杂物的体积分数为0.2%而平均尺寸为10μm时，可得强度增量为0.41MPa，完全可忽略不计。当钢中夹杂物的体积分数为0.05%而平均尺寸为100nm时，可得强度增量为11.04MPa，稍有一定的强化效果。因此，尽管TSCR工艺可明显使钢中夹杂物细化，但由夹杂物细化而导致的屈服强度的提高相对较小。
3.2 高强度低碳碳素钢生产技术
低碳碳素钢是应用量大面广的钢铁结构材料，约占我国钢产量的50%，其组织类型为铁素体+珠光体。在传统长流程上采用常规热轧工艺生产的低碳碳素钢的铁素体晶粒尺寸约20μm，屈服强度约200MPa。为适应钢铁材料高强度化的发展趋势，近年来开发了生产细晶、超细晶钢的低温轧制工艺，即精轧温度比常规轧制降低了50～100℃，同时适当地降低卷取温度。通过低温轧制，普碳钢晶粒尺寸细化到约5μm，屈服强度提高到400MPa级。然而，我国CSP流程的生产实践表明，普碳钢即使在较高温度下轧制（开轧温度约1000℃，终轧温度约850～900℃）仍可能获得细晶、超细晶组织，铁素体晶粒尺寸约5～8μm，服务强度为350～430MPa，达到了高强度低合金钢的性能水平。
⑴普碳钢在CSP流程热连轧过程中的组织演变规律
CSP工艺由于缺少γ—α和α—γ两次相变过程，连铸薄板坯在均热后仍呈铸造枝晶形态，在仅有的6～7机架变形中要完成铸造枝晶的碎化、等轴化、均匀化和细化等复杂过程，因而即使是普通碳素钢也应对其热变形过程进行合理地控制。钢铁研究总院与包钢依托包钢CSP线利用轧卡实验研究了普碳钢（0.17C-0.2Si-0.35Mn-0.02Al）在连轧过程中的组织演变规律，结果表明：连轧中奥氏体组织演变可分为两个重要阶段：一是铸造枝晶通过再结晶向等轴晶的转变及等轴晶组织的均匀化过程；二是奥氏体通过再结晶进一步细化。经F1轧制后，平均晶粒尺寸从约970μm迅速细化到230μm。组织观察表明，此时尽管已完成树枝晶向等轴晶的转化，但晶粒尺寸均匀性较差。经F2轧制后，晶粒尺寸进一步细化到136μm，同时晶粒尺寸均匀性较好。这是奥氏体组织演变的第一阶段。在以后各机架变形后，等轴均匀的奥氏体晶粒进一步再结晶细化，F6轧制后奥氏体晶粒可西化到约24μm。这是奥氏体组织演变的第二阶段。细小的奥氏体晶粒为最终获得细晶铁素体提供了必要的前提条件。
与常规热连轧比，虽然CSP工艺生产的板坯总压缩比低，但其总变形量却明显大于传统工艺，单道次的变形量更大。而有关部门再结晶的研究表明，道次变形量越大，再结晶进行得就越快，再结晶晶粒尺寸就越小。这是CSP流程铸泰奥氏体能够较快完成再结晶并促使晶粒细化的重要原因。另外CSP流程铸坯冷速快会导致氧化物、硫化物等非金属夹杂物的尺寸显著减小，甚至可能达到纳米级而对道次间以及轧后奥氏体再结晶晶粒的长大有一定的阻碍作用，这可能是奥氏体晶粒显著细化的另一重要原因。
然而，目前对CSP流程中晶粒细化机理仍然需要进一步研究。主要表现在：
①目前对奥氏体再结晶规律的研究主要是针对传统厚板坯，而CSP流程中原始奥氏体晶粒异常粗大（约1000μm），且不经过粗轧。对于这种粗大奥氏体的再结晶动力学特征及连轧过程中奥氏体的组织演变规律（再结晶规律）尚缺乏系统研究；
②对连铸和连轧过程中纳米析出相的形成规律及其对晶粒细化的作用认识不清。CSP流程中的纳米析出物对于抑止奥氏体再结晶晶粒的长大（Zener钉扎作用）和促进α相形核会有一定的作用。然而，目前的研究仅限于析出相形态观察和现象描述上，对析出热力学和动力学缺乏更深层次的理论研究和定量化研究。
⑵CSP流程生产高强度碳素钢技术开发
钢铁研究总院与包钢CSP厂合作开发了400MPa级碳素钢生产技术。冶炼了3炉钢，采用了低Mn生产技术（表1）。
表1 试验钢的化学成分（%）
| C | Si | Mn | P | S | Alt | Als | Ca |
| 0.20 | 0.18 | 0.44 | 0.023 | 0.008 | 0.030 | 0.027 | 0.0012 |
| 0.18 | 0.20 | 0.46 | 0.014 | 0.005 | 0.026 | 0.020 | 0.0021 |
| 0.18 | 0.20 | 0.44 | 0.010 | 0.006 | 0.029 | 0.020 | 0.0016 |
采用了常规轧制工艺，适当降低了卷取温度。试制钢板的厚度规格和力学性能如表2所示。由表2可见，试制钢板的屈服强度不低于390MPa，抗拉强度高于510MPa，伸长率不低于28%，钢板具有良好的综合力学性能。铁素体晶粒尺寸的测定结果见表3。可见3.8mm钢板组织为铁素体+珠光体，而7.5mm钢板出现了少量的贝氏体。
表2 试制钢板的厚度规格和力学性能
| 规格/mm | 横向 | 纵向 | 45。 | ||||||
| σ0.2/MPa | σb/MPa | δ5/% | σ0.2/MPa | σb/MPa | δ5/% | σ0.2/MPa | σb/MPa | δ5/% | |
| 3.8 | 425 | 545 | 32 | 430 | 535 | 35 | 415 | 535 | 34 |
| 3.8 | 430 | 545 | 33 | 430 | 540 | 34 | 420 | 530 | 32 |
| 7.5 | 405 | 525 | 30 | 390 | 515 | 32 | 400 | 515 | 31 |
| 7.5 | 400 | 520 | 28 | 390 | 515 | 32 | 395 | 515 | 33 |
表3 试制钢板的铁素体晶粒尺寸
| 试样号 | 规格/mm | 表层晶粒尺寸/μm | 1/4处晶粒尺寸/μm | 心部晶粒尺寸/μm |
| 2 | 3.8 | 4.5 | 5.5 | 5.8 |
| 4 | 3.8 | 4.7 | 4.7 | 4.7 |
| 6 | 7.5 | 5.0 | 5.0 | 6.5 |
| 8 | 7.5 | 4.7 | 5.0 | 6.0 |
3.3 含Nb钢的混晶问题及Nb微合金化产品开发
⑴含Nb钢的混晶问题
用TSCR流程生产含Nb钢时一般会出现严重的混晶问题。为躲避薄板坯连铸的包晶区，在包晶区以下试制的低碳含Nb钢出现的主要问题是混晶。在包晶区以上试制的中低碳含Nb钢除出现混晶问题外，还伴有严重的带状组织。因而，如何消除这些组织缺陷，特别是消除含Nb钢的混晶问题是TSCR工艺生产高附加值产品的技术关键之一。为解决含Nb钢的混晶问题钢铁研究总院与包钢热轧厂一道进行了大量的研究工作。通过混浇试制了铌含量从0.006%～0.053%的钢板共计11卷，钢卷的化学成分见表4，实验钢的轧制工艺见表5。
表4 实验用钢的化学成分（%）
| 钢卷号 | C | Si | Mn | P | S | Als | Nb |
| 1 | 0.06 | 0.14 | 1.19 | 0.013 | 0.005 | 0.017 | 0.006 |
| 2 | 0.06 | 0.14 | 1.20 | 0.014 | 0.005 | 0.018 | 0.007 |
| 3 | 0.06 | 0.18 | 1.18 | 0.014 | 0.005 | 0.018 | 0.012 |
| 4 | 0.06 | 0.22 | 1.18 | 0.014 | 0.005 | 0.017 | 0.017 |
| 5 | 0.06 | 0.22 | 1.20 | 0.014 | 0.005 | 0.019 | 0.018 |
| 6 | 0.06 | 0.25 | 1.20 | 0.014 | 0.005 | 0.018 | 0.025 |
| 7 | 0.06 | 0.25 | 1.20 | 0.015 | 0.005 | 0.020 | 0.033 |
| 8 | 0.06 | 0.20 | 1.18 | 0.015 | 0.005 | 0.021 | 0.036 |
| 9 | 0.06 | 0.20 | 1.19 | 0.015 | 0.005 | 0.020 | 0.040 |
| 10 | 0.06 | 0.20 | 1.20 | 0.016 | 0.005 | 0.022 | 0.042 |
| 11 | 0.06 | 0.20 | 1.20 | 0.016 | 0.005 | 0.020 | 0.053 |
表5 实验钢的变形温度和变形量
| 机架 | F1 | F2 | F3 | F4 | F5 | F6 |
| 变形温度/℃ | 1020 | 990 | 970 | 940 | 910 | 880 |
| 变形量/% | 43 | 40 | 25 | 20 | 20 | 15 |
粗大的混晶组织一般呈条束状分布，混晶区铁素体的晶粒尺寸约为20～30μm，细晶区的铁素体晶粒平均尺寸约为10μm。岁铌含量增加，在混晶组织体积分数增加的同时，混晶区铁素体的晶粒尺寸也随之增加，当铌含量达0.053%时，混晶区铁素体的晶粒尺寸甚至可达50μm左右，与此同时，细晶区的铁素体晶粒比低铌含量的钢显著细化，其平均晶粒尺寸约为5～6μm。另外，当混晶组织的体积分数增加到一定程度后，混晶区除出现粗大铁素体组织外，还保留了原铸造树枝晶的痕迹。说明在控轧过程中原始奥氏体的再结晶行为与混晶组织的形成密切相关。综合分析表明，含Nb钢的生产并非是TSCR工艺的禁区，问题的核心是阐明Nb对变形过程中奥氏体组织演变规律的影响。研究表明铌含量大于0.25%钢卷的混晶现象已被抑制，开发钢卷的综合性能水平也完全达到了X56钢的技术指标要求。
从前述的分析看，对含Nb钢来说在奥氏体部分再结晶区变形可能是产生终端产品混晶的最主要原因。枝晶痕迹是原始奥氏体再结晶不完全的有利证明。因此，在TSCR工艺中，尽可能避免在部分再结晶区变形是改善混晶问题的最有效方法。为避免混晶，建议采用如下两种技术方案。
⑴降低铌含量。通过降低铌含量来降低奥氏体完全再结晶温度，充分保证在奥氏体完全再结晶温度以上的有效变形，从而获得均匀的等轴奥氏体组织。包钢的实验表明，在现有轧制工艺条件下，0.025%以下铌含量钢卷的混晶问题已被很好地解决；
⑵尽可能提高F1、F2的变形温度，避免这两道变形进入奥氏体部分再结晶区。
3.4 VN微合金化产品开发
由于成本和性能方面的优势，TSCR流程对HSLA钢的生产具有吸引力。目前国际上TSCR工艺生产的HSLA钢的比例平均占20%。TSCR工艺的特点之一是快速凝固，它可以细化铸态组织、产生弥散分布的球状非金属夹杂物。长条夹杂物的减少有利于获得各向同性的弯曲性能。但快速凝固也导致连铸坯容易发生裂纹。连铸坯裂纹是由于钢的高温热塑性减低所产生的，AIN在奥氏体晶界上的析出降低钢的热塑性。在微合金钢中，合金化合物的析出进一步恶化热塑性。为解决连铸坯的裂纹问题，铸坯弯曲矫直的温度应比热塑性开始降低的温度高。这个温度与微合金化元素有关，含铌钢比含钒钢要高100～150℃。由于包晶反映过程中产生的体积变化和应变，对在TSCR生产中连铸坯4～6m/min的高拉速是非常困难的，很容易发生破裂。基于这一考虑，TSCR钢应避免碳含量在0.07%～0.17%的包晶钢范围。采用TSCR生产的HSLA钢，碳含量设计范围一般为0.04%～0.06%。为了细化连铸坯粗大的枝晶组织，确保在轧制道次之间很短的时间内发生完全再结晶，需要有很大的变形量（50%或更大）。与传统的工艺流程相比，TSCR充分发挥了微合金化钢细晶强化和沉淀强化的作用，这两种强化机制对高强度低合金钢屈服强度的贡献超过了70%。近年来，通过大量的研究开发工作，含V微合金化TSCR高强度钢的开发工作已取得了重大的进展。现采用TSCR工艺已经能够成熟地生产出屈服强度350～600MPa级的HSLA钢产品，并且研制出屈服强度达到700MPa级的高强度钢产品。大量的高强度TSCR产品已在不同领域获得了实际应用。
⑴屈服强度为350～550MPa的钢
随着V、N乘积从0增加到0.002时，屈服强度从344MPa升高到596MPa，炕拉强度从467MPa升高到670MPa。通过调整钒、氮含量，在低C（0.05%）Mn钢的基础上完全可以达到屈服强度350～550MPa的要求。这些钢同时具有优良的韧性、焊接性及成型性。
⑵屈服强度700MPa的钢
通过在低碳钢中添加V、N、Nb微合金元素，并且添加了0.5%Mo，适当提高锰含量（1.75%），TSCR工艺可以轧制出屈服强度达到700MPa级的高强度钢。采用低温卷取（<500℃）技术的Mo-V-N钢和Mo-V-Nb钢的屈服强度均能达到700MPa级。屈服强度为550MPa以下的钢种，只使用V、N微合金化的合金设计就能满足要求。对700MPa级的高强钢，采用Mo-V-N或Mo-V-Nb的合金设计，配合低温卷取工艺，可以达到强度要求，工业试制结果表明，V-N微合金化十分适合TSCR高强度钢的生产特点。表6列出了Nucor公司开发的CSP系列高强度钢的成分范围。钢的典型力学性能水平见表7。可见，屈服强度为350～550MPa级的系列CSP高强度钢均采用了低碳和V-N微合金化的合金设计技术路线。队强度级别介于350～450MPa之间的钢种，仅采用V-N合金系就能够满足要求。同时通过适当调整锰和钒的含量，海开发了屈服强度为275MPa和310MPa级的钢种。而对550MPa级的高强度钢，在V-N微合金的基础上，添加了微量的Nb，它在不损害热塑性的前提下进一步细化铁素体晶粒，显著提高了钢的强度。
表6 各种强度级别（MPa）CSP带钢的化学成分
| 强度级别/MPa | C/% | Si/% | Mn/% | V/% | N/10-6 | Al/% | Nb/% |
| 275 | 0.04～0.07 | 0.03x | 0.30～0.35 | 0.015～0.030 | 90～130 | 0.02～0.05 | -- |
| 310 | 0.04～0.07 | 0.03x | 0.50～0.60 | 0.025～0.035 | 100～140 | 0.02～0.05 | -- |
| 340 | 0.04～0.07 | 0.03x | 0.70～0.80 | 0.045～0.055 | 120～160 | 0.02～0.05 | -- |
| 380 | 0.04～0.07 | 0.03x | 1.00～1.15 | 0.055～0.065 | 130～170 | 0.02～0.05 | -- |
| 410 | 0.04～0.07 | 0.03x | 1.20～1.30 | 0.075～0.085 | 150～190 | 0.02～0.05 | -- |
| 550 | 0.03～0.06 | 0.30～0.40 | 1.45～1.55 | 0.110～0.130 | 180～220 | 0.02～0.05 | 0.15～0.25 |
表7 典型CSP高强度钢的力学性能
| 规格/mm | 化学成分 | 屈服强度/MPa | 抗拉强度/MPa | 伸长率/% | dα/μm | ||||
| C/% | Mn/% | V/% | Nb/% | N/10-6 | |||||
| 4.8 | 0.06 | 1.5 | 0.11 | 0.02 | 193 | 597 | 681 | 24 | 4.8 |
| 6.0 | 0.04 | 0.9 | 0.08 | -- | 136 | 460 | 522 | 27 | 6.5 |
| 9.6 | 0.04 | 0.7 | 0.05 | -- | 120 | 420 | 500 | 25 | 11.5 |
| 9.6 | 0.05 | 0.6 | 0.03 | -- | 100 | 364 | 462 | 36 | 11.9 |
3.5 热连轧过程组织性能预报技术的开发与应用
钢铁研究总院与广州珠江钢铁有限责任公司结合珠钢的CSP生产线联合开发了具有我国自主知识产权的薄板坯热连轧过程组织性能预报系统软件（命名Q-CSP(R)）。该系统软件具有非常友好的人机界面，计算机模拟计算机的界面与轧机实际操作界面完全相同。该软件系统的核心是基于热连轧冶金过程的物理冶金原理而建立的物理冶金模型，这些模型考虑了温度演变和应力/应变对微观组织变化的影响。运用该系统软件正在对珠钢CSP生产线生产的碳锰钢和低合金高强度钢进行过程模拟研究，以期优化现有生产工艺，提高产品的质量和质量稳定性。同时，用于辅助设计和开发新品种，以节约开发成本。
温度场是保证整个组织性能预报系统预测值准确的前提和基础。板坯在除鳞之前的空冷过程中温降缓慢，但表面温降明显，板坯中存在较大的温度梯度。除鳞过程中表面有较大的温降，除鳞后靠心部向外传热，表面温度逐渐恢复。在变形区，因表面与轧辊接触，温降剧烈，同时因变形热可以在中心处发现温升现象（实际上整个变形区都有温升，且越远离中心温升越高，只是由于远离中心处的温降剧烈而抵消了）。随着轧件逐渐减薄，温度梯度越来越不明显，整个轧件中的温度趋于均匀。在精轧机出口处，计算的板坯温度值与现场测量的温度很接近，表明建立的温度场模型可以用来预测热轧过程中板坯的温度变化。目前开发的命名Q-CSP(R)软件系统已经在珠江钢厂的CSP生产线离线试用。
目前组织性能预报技术应该引起关注的几个问题包括对热轧变形区非均匀应变分布和变化规律的研究、热轧板带状组织和魏氏组织与板带冷却速率之间的定量关系、物理冶金模型的优化和精简化以及在线应用的可行性研究等。
总之，目前阶段钢材组织性能预报系统为钢铁生产企业提供了一个数字化的平台，或者说提供了一个电子实验室，借助于该平台，可以帮助拥护实现生产的最优化，在最大限度地降低生产成本的同时提高产品的质量。钢材组织性能预报系统是钢铁企业实现数字化定量、可控、柔性生产的必须手段。
4 薄板坯连铸连轧工艺特点与流程优化考虑
⑴对钢水质量的要求
洁净钢生产是保证薄板坯连铸连轧正常浇铸的基础。为了提高钢水的流动性，必须要求严格控制钢水的纯净度：钢中T[O]=(10～15)×106；Ca/Al≥0.09～0.12；[N]≤60×10-6；[S]≤80×10-6。
⑵浇铸特点
扁水口浇铸是薄板坯三大核心技术之一，浸入式水口的几何尺寸与结构设计是关键。其设计目的是为了更好地控制钢流的流态，延长钢液在结晶器内的停留时间，降低结晶器内钢液的流动速度，为提高拉速创造有利条件。扁水口浇铸要求严格保证钢水的流动性，避免水口发生堵塞。提高钢水流动性的主要措施包括：①提高钢水的纯净度，避免钢中存在大量Al2O3夹杂，通过控制钢水T[O]≤30×10-6；②采用Ca处理工艺改变夹杂物形态，提高钢水的流动性，通常要求控制钢中的Ca/Al、Ca/S比；③要求水口材质不仅抗钢水冲刷，提高寿命，而且具有良好的导热性，避免水口与结晶器间结冷钢。
⑶凝固特点
漏斗型结晶器也是薄板坯三大核心技术之一。钢水在凝固过程中产生变形，容易产生裂纹。钢水凝固传热不均匀，温度梯度变化大，热流量波动范围较宽。由于上述特点造成薄板坯在凝固过程时易产生裂纹，严重时发生漏钢。为了保证连铸的正常进行，常采用以下技术措施：①控制钢水中硫含量，尽量提高坯壳的高温热塑性；②稳定并精确控制液面波动，避免卷渣；③采用电磁制动技术减轻钢流的冲刷；④采用非正弦液压振动，减轻振痕深度；避免包晶钢浇铸。
⑷铸坯凝固组织特点
凝固组织不均匀，表层为细小的等轴晶，中间为发达的铸柱状晶，基本上没有中心等轴晶带。枝晶细小，由于冷却速度快，凝固组织的枝晶区距细小，晶粒度40～100μm,铸坯的室温显微组织为粗大的针状或块状铁素体，少量的珠光体沿铁素体晶界不均匀分布，珠光体的片层间距在1μm左右。中心疏松和偏析小，一般来说，随着一次枝晶和二次枝间距见效，元素偏析倾向减轻。薄板坯采用液芯压下和动态软压下等技术，中心疏松基本可以得到抑制。对于薄板坯连铸连轧通常可通过第一道次轧制消除中心偏析和疏松。与厚板坯相比，薄板坯中心组织比较致密，晶粒细小，基本上没有疏松。而厚板坯晶粒粗大，有中心疏松和显微疏松存在。
⑸对铸坯质量的要求
薄板坯凝固中易发生裂纹，为了实现无缺陷坯生产，要求钢水质量满足以下工艺条件：尽可能降低钢水硫含量，一般要求[S]≤0.008%；Mn/S≥40，随碳含量的提高，Mn/S应进一步增大：为减少裂纹，控制钢水磷含量小于0.03%；随钢氮含量增加，NbCN和AlN共同析出，扩大低塑性区，加重裂纹倾向。一般钢中[N]<60×10-6；钢中0.065%<C<0.15%易产生纵向、横向裂纹，浇铸中尽可能避免。
⑹轧制组织特点
由于板坯没有经过传统的降温、加热、恢复和再结晶的过程，因此，轧制组织在相当一段时间内仍保留凝固组织的遗传特征。第5机架以前，表面晶粒比中心晶粒细化，经过第6道次轧制，晶粒显著细化，表面与内部趋于一致。最终的晶粒度在5～7μm。
⑺品种开发及其限制性环节
由于薄板坯连铸连轧生产工艺的特点，对钢水质量有特殊的要求。第二代薄板坯连铸连轧工艺的发展重点是扩大产品范围，提高产品质量，希望能够生产包括低中端管线钢、不锈钢、电工硅钢、深冲钢等高附加值产品在内的板材品种。但实现这一目标受到以下两个因素的制约：薄板坯属于本质细晶粒钢，强度相对偏高是其主要特点。薄板坯连铸连轧多数采用LF炉，对于生产低碳和超低碳钢有较大的困难。由于以上特点，薄板坯连铸连轧适宜生产强度高，晶粒细，低硫、低氧的各类钢板。但不适于生产加工性能优良的低碳软钢。
5 总结
钢铁研究总院的科研定位之一就是为冶金行业的共性关键技术的研发服务。薄板坯连铸连轧生产技术是我国冶金行业目前最重要的共性关键技术之一。十几年来，伴随着该生产技术在我国的传播、引进和应用，钢铁研究总院与冶金企业一道开展了多方面的应用理论探讨和应用技术研发。这里主要介绍了钢铁研究总院在以下几个方面的研究工作。
优化设计了连铸结晶器铜板内腔的形状，申报了国家发展专利。依据该专利技术与兄弟单位一起设计制造了新型连铸结晶铜板，并在我国的CSP生产线上试用。现场应用结果表明该新星连铸结晶器铜板性能优于国外同类产品。
应用有限元分析手段对连铸结晶器传热和变形行为进行了数值模拟，开发了连铸结晶器热流成像软件，并在工业生产现场获得应用。
探索和研究了长寿命连铸结晶器技术。
研究了TSCR流程条件下钢中夹杂物的形成、析出和演变规律，并从物理冶金原理上定量地探索了夹杂物析出强化对钢材强度的可能影响。
依托TSCR流程正在研发高强度低碳碳素钢生产技术。
研究了利用TSCR流程生产含Nb微合金钢的混晶问题，提出了解决该问题的应用技术方案，形成了企业高附加值产品生产的技术秘密。
正在探索和研究依托TSCR流程开发VN微合金化板带产品技术。
依托CSP流程开发了具有我国自主知识产权的CSP热连轧全过程组织性能预报系统软件，并在CSP生产线现场获得离线应用。
总结和阐述了TSCR技术的特点以及由于这些特点造成的TSCR产品开发的空间和限制性因素。
如前所述，与传统流程相比，TSCR流程具有自身的特点。由此将引出一系列新问题，尤其在高附加值产品技术开发方面。钢铁研究总院愿与冶金企业和兄弟院校一道为我国薄板坯连铸连轧生产技术的发展做出自己的努力和贡献。
感谢国家科技部、国家发展与改革委员会和国家自然科学基金委员会对钢铁研究总院在薄板坯连铸连轧生产技术研究和开发方面多年来的大力支持，感谢广州珠江钢铁责任有限公司、包头钢铁公司热轧薄板厂、马鞍山钢铁公司等冶金企业对钢铁研究总院进行本研究的支持。
