本发明属于冶金企业钢锭均（加）热工序的改进。 目前冶金企业钢锭均处于脆性夹杂物沿初生γ晶界析出与钢的同素异构变温区装炉均热，大量弥散的AlN等脆性夹杂物沿晶界析出，均热过程又无法溶解，夹杂物对晶界的脆化与同素变态组织应力的综合作用，导致坯材在轧制过程中产生大量发纹、外折缺陷，降低钢材机械性能。仅鞍钢无缝钢管厂、大型轧钢厂等每年因此损失钢材7000多吨，价值1280多万元，全国每年损失2亿元以上。西德采用保温罩工艺效果较好，但受条件限制鞍钢无法应用，而且费用昂贵。
本发明便是针对上述缺点作了改进，首先根据鞍钢注后钢锭实际冷却状态，采用瑞典的18AVRFR-2型电子相变仪对典型钢种进行α、γ相变温度与相变温区实测。根据α相（体心立方点阵）与γ相（面心立方点阵）相互转换过程金属体积跃变原理分别确定了20gu、45管典型钢种的相转变临界点Ao1、Ao3、Ar1、Ar3。检查结果表明，20gu钢的加热过程相变临界点是Ao1724℃，Ao3826℃，冷却过程相变临界点Ar1670℃，Ar3774℃;45管钢的加热过程相变临界点Ao1724℃，Ao3779℃，冷却过程相变临界点Ar1655℃，Ar3733℃。并确定了α、γ相互转变过程伴随约1%的体积跃变（这是相变应力的起因）。
根据计算机对钢锭热状态的定量分析，鞍钢生产的无缝管、车轴钢锭模内冷却速度为2～3℃/min，装炉锭温多为600～800℃，正是AlN、MnS等夹杂物与α沿初生γ晶界析出的温度和冷却速度。大量小颗粒脆性夹杂物弥散于γ晶界，造成晶界脆化，同时α相沿γ晶界析出，1%的体积膨胀沿晶界产生巨大的法向应力，破坏了金属的连续性。随着α相质点的增多，局部破坏接续成面，沿初生γ相晶界产生裂纹。在钢锭表层这些破坏作用又容易诱发钢的过烧缺陷，产生晶界氧化，进一步氧化初生γ晶界。综上多种原因，轧钢时再受外应力作用很容易在坯材表面产生大量有规则排列的裂纹。若上述破坏晶界作用较轻，裂纹可能不产生在开坯过程中，而产生在管坯穿孔等成材轧制工序中。因为此时钢坯表面受较强地外界拉应力作用。若上述破坏晶界作用较重，在传搁和均热过程中钢锭表面也能产生裂纹，大的集中裂纹又导致外折缺陷的产生。
对于Jb钢锭入均热炉前的传搁过程属模内冷却，根据数模分析钢锭表面各部位的温度差远低于模外冷却的Jo模型，钢坯表面裂纹分布较均匀。对于Jo模型钢锭脱模后进初轧厂，钢锭模外冷却速度是模内的2.5～3倍，角部冷却速度又大于形心，四角部位很容易进入相变和夹杂物析出温区。随传搁时间的延长钢锭四角部位温度低于相变下临界点，而面心部位又进入相变温区和夹杂物析出温区，产生坯材表面常见的四点对称缺陷。有时因脱模后钢锭间的相互辐射作用，缺陷仅发生在外侧两个角部。
根据2万多个运行结果确定了钢锭温度场、凝固场与传搁工艺的关系，创立了钢的晶界异相（脆性夹杂物相、同素异构转变相）诱发裂纹理论，研制了大型钢锭热状态数学模型，进行现代微机离线模拟。其原理是抑制钢中AlN和MnS等夹杂物沿初生奥氏体晶界析出和消除同素异构组织应力的破坏作用，其工艺路线是使钢高于脆性夹杂物析出和同素异构转变温区上限（900℃）均（加）热，或低于下限（650℃）均（加）热。
改革钢锭镇静与传搁工艺，实现钢锭跃过脆性夹杂物析出和同素异构转变温区装炉，调节控制温度场、凝固场与传搁时间的变化率，研制控温均热工艺，见附图1。
附图1为可避开相变温区的传搁时间域图。图中虚线表示凝固率与强度临界线，点划线表示20gu钢传搁时间临界线，双点划线表示45管钢传搁时间临界线。锭型Jo7.8;τm-模内时间，min;τs-模外时间，min。
本发明抑制钢锭中AlN等脆性夹杂物沿晶界析出，防止脆化初生γ晶界，消除沿晶界的组织应力，减少直至消除坯材裂纹、外折等缺陷，提高钢材机械性能。
[实施例]
自1987.3～1991.5期间鞍钢第一、二初轧厂，第一、二、三炼钢厂，大型轧钢厂和无缝钢管厂应用本发明共试验114罐，轧钢12414t减少钢材发纹废品91.1～92.3%，减少外折废品51.0～77.6%。还节能66.6%，提高加热炉产量58%，提高钢材机械性能，吨钢直接经济效益28元。至1992年2月已累计轧钢36.4万吨，创经济效益1100万元。