第5章凝固质量.docx
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第5章凝固质量
第五章凝固质量
第一节凝固收缩
钢从液态到固态的冷却进程中,所发生的体积减小现象称为收缩。
收缩是钢本身的物理性质。
收缩是造成铸坯中许多缺点(如缩孔、疏松、裂纹、应力、变形等)的根本原因。
因此,它是影响铸坯质量的重要性能之一。
一.收缩特性
钢从液态到固态和在随后冷却进程中体积减少,即“体积收缩”。
在固态下温度降低使钢的线性尺寸发生转变,即“线性收缩”。
在设计结晶器锥度和断面尺寸时要考虑线性收缩。
收缩特性能够用收缩率和收缩系数来表示。
收缩率:
在必然温度范围内的相对收缩量,%。
当温度由
→
时,钢的体积收缩率和线性收缩率各为:
式中:
、
—钢在
、
时的体积;
、
—在
、
时的长度;
收缩系数:
单位温度转变带来的相对收缩量,℃-1。
二者关系:
,
(能够利用立方体推导)。
收缩率
是必然温度范围内总的相对收缩量,与温度范围大小有关;而收缩系数
仅与钢的性质和温度有关,与温度区间的大小无关。
二.铸坯凝固收缩
钢水从浇注温度冷却到常温都要经历三个收缩阶段:
①液态收缩阶段;②凝固收缩阶段;③固态收缩阶段。
钢在不同阶段的收缩特性是不同的,而且对铸坯质量也有不同的影响。
1.液态收缩
钢液从浇注温度冷却至液相线温度的体积收缩为液态收缩。
在钢液每下降100℃,体积收缩率约为~%。
在连铸进程中,未凝固的钢液形成了连通的液芯。
液态收缩发生在液芯内部,其带来的体积减少完全能够由持续浇入的钢水来补充。
因此,液态对铸坯质量几乎没有影响。
2.凝固收缩
钢的凝固是在两相区内完成,在凝固温度范围内产生的收缩为凝固收缩,包括由液态到固态的相变和温度降低两部份收缩。
在包晶反映区内,相变包括包晶反映;而温度降低带来的收缩包括液相和固相两部份的收缩。
钢的凝固收缩决定于其化学成份,对于碳钢来讲,主要取决于%C。
随着碳含量增加,凝固收缩率提高。
碳钢的凝固体积收缩率,%
%C
M凝固收缩对铸坯的缩孔、疏松和裂纹有直接影响。
3.固态收缩
完全凝固后,钢由固相线温度降到常温会发生固态收缩。
钢的固体收缩是铸坯中产生应力、变形和裂纹的根本原因。
碳钢的固态转变包括两部份:
①温度降低带来的收缩;②
带来的膨胀。
碳钢的线性收缩率与%C的关系
%C
%
M在设计结晶器断面尺寸和定尺时很有效。
三.线性收缩的开始温度
当钢液的温度稍低于液相线温度时,便开始凝固。
可是,在凝固初期,枝晶还比较少,不能形成持续的骨架,仍表现为液态收缩性质。
温度继续下降至某一温度时,枝晶数量增多,彼此相连组成持续的骨架,开始表现为固态的性质,即开始线性收缩。
因此,在凝固进程中,线性收缩不是从完全凝固以后才开始,而是在两相区中的某一温度开始(在倾出边界周围),这对于铸坯中热裂的形成机理是个很重要的概念。
M实验证明,开始产生线性收缩时固相率为~,现在温度为“零强度温度”,
。
第二节
缩孔和疏松
铸坯在凝固进程中,由于钢的液态收缩和凝固收缩,往往在铸坯最后凝固的中心部位出现孔洞。
容积大而集中的孔洞称为集中缩孔,简称为缩孔;断面上细小而分散的孔洞称为疏松。
缩孔的形状不规则,表面不滑腻,能够看到发达的树枝晶末梢,能够和气孔区别开来。
断面上的一般疏松和显微疏松在轧制中能够焊合,而铸坯中心缩孔和疏松即便在较大的紧缩比下,也不会完全消除。
由于应力集中作用,未消除的缺点在钢材中成为裂纹源,①疲劳和强度等机械性能降低;②钢材拉拔、冷镦等深加工性能显著恶化;缩孔和疏松严峻的铸坯,用于轧制钢管时,③钢管内表面会出现裂纹。
一.中心缩孔
与模注工艺相较,连铸的钢液补缩具有专门大的优势。
M解释模铸产生缩孔的进程。
在连铸进程中,凝固收缩发生在两相区内。
在铸坯中心开始凝固之前,两相区始终与液芯连接,两相区的凝固收缩和钢液本身的收缩能够取得液芯的补充。
而液面通过控制拉速和中间包水口开启程度始终维持稳固。
因此,与钢锭不同,连铸坯一般不会出现大的集中缩孔。
实际上,在沿中心的纵向剖面和铸坯横断面上,能够看到,连铸坯的中心部位往往存在一些不持续的小缩孔,而且在缩孔周围散布着一些疏松。
(1)凝固初期中心存在液芯:
在连铸进程中,弯月面下始终存在着一个液芯,液芯内钢液温度高于液相线温度,这一液芯与周围正在凝固的两相区相连。
由于连铸冷却强度大,两相区较窄,两相区内的凝固收缩绝大部份能够得到补缩(柱状晶根部除外)。
在钢水静压力和注流的作用下,液体收缩和凝固收缩都能取得上面钢液的补充。
(2)凝固末期形成两相区:
随着铸坯凝固的进行,坯壳厚度逐渐增加,处于凝固前沿的两相区不断向铸坯中心推移。
与此同时,液芯内的钢液温度也随着离开弯月面距离的增加而逐渐降低。
当液芯内钢液的过热度消失后,铸坯中心完全处于两相区内。
(3)缩孔形成:
连铸的冷却方式形成铸坯内的定向传热,在某些情形下可能致使柱状晶过度进展,而且柱状晶生长也不一致。
当某处的柱状晶提前与其它方向的柱状晶相接形成搭桥,提前阻挡了液芯对桥下的补缩。
在两个搭桥处之间,中心处的凝固形式与钢锭的凝固进程相似,在桥的下方形成了缩孔。
M因此,铸坯的这种中心结构也称为“小钢锭结构”
由于缩孔都集中在铸坯中心区域,因此称为中心缩孔。
铸坯表面层的收缩使铸坯体积减少,引发中心缩孔减少;可是,由于完全凝固以后,中心温度比表面高,冷却到室温时温降大于表层区域;同时温度高强度低容易变形,中心部位温度降低带来向表层的收缩,因此中心完全凝固后进一步冷却会扩大已有的中心缩孔。
若是完全凝固时,中心没有缩孔,中心收缩时处于在最大塑性变形区,中心温度降低带来的向表层的收缩不会使中心断裂而形成缩孔。
综上所述,在铸坯中产生集中缩孔和疏松的根本原因,是液态收缩和凝固收缩没有取得完全补充;缩孔集中在最后凝固的地方。
二.疏松
铸坯中的疏松包括两部份:
即宏观疏松和显微疏松。
(1)宏观疏松:
在钢的凝固进程中,晶粒以树枝晶方式生长。
在凝固结尾,随着两相区内固相率的增加,来自各个方向的各枝晶逐渐连接在一起,阻碍了钢液的流动。
与此同时,铸坯在一直向前运动,铸坯中心两相区内固相率增加的同时,两相区离开上面液芯的距离也在逐渐加大。
铸坯两相区内的固相率达到某一值后(~),枝晶进展成为密实的网络结构,阻止了钢液在枝晶间的流动。
即使钢液存在专门大的钢水静压力,钢液也无法穿透长距离的枝晶网络。
整个未完全凝固的中心区域,在随后的凝固中产生的凝固收缩无法取得任何补充。
在铸坯完全凝固后,许多无法补缩的小空洞在中心区域形成疏松。
此类疏松处于铸坯中心部位,因此也称为“中心疏松”,由于能够用肉眼直接看到,因此称为宏观疏松。
(2)显微疏松:
除中心疏松外,在枝晶间还存在显微疏松。
显微疏松是由于两相区内固相率较高的区域(两相区的密闭段),液相无法流动,因此无法对凝固收缩进行补缩,因此在枝晶间形成细小的孔洞,即“显微疏松”。
M总结:
①普遍存在性:
铸坯中所有区域都通过固相率由0到1的凝固进程,因此显微疏松在整个铸坯的任何位置上都普遍存在。
②疏松与气孔:
显微疏松产生在晶粒和枝晶之间,与显微气孔很难区分,且常常是同时发生的,在显微镜下才能看到。
钢中含气量增加,断面上显微疏松也随之增加。
③影响因素:
铸坯的凝固区域越宽,树枝晶就越发达,则通道越长,晶间和树枝间被封锁的可能性地大,显微疏松就越严峻。
④对铸坯的影响:
显微疏松在各类钢种的铸坯中或多或少都存在,对于一般铸坯往往不作为缺点。
但对于高碳钢等结晶温度范围较宽的钢种,显微疏松较严峻,为了保证钢材的利用性能,在轧制时必需加大紧缩比。
三.影响因素
从以上对缩孔和疏松的形成进程的分析来看,钢种凝固收缩行为和两相区的宽度决定着铸坯的缩孔和疏松的程度。
两相区宽,铸坯中心过热度消失时,未凝固的区域面积大,致使总的凝固收缩量大且补缩困难,缩孔和疏松严峻;钢种的凝固收缩率高,空洞产生概率大。
影响疏松和缩孔的具体工艺因素如下:
(1)钢种:
%C由增加到时,中心缩孔和疏松越发严峻。
1钢的凝固区间(结晶温度范围)由20℃扩大到90℃,在相同的冷却条件下,两相区宽度随着%C的提高而增加。
2凝固收缩率也由2%提高到5%。
因此,高碳钢和高合金钢(如不锈钢、轴承钢等)铸坯的显微疏松和显微偏析严峻,冷态时冲击韧性差,需要大的紧缩比;同时,浇注高碳钢时,为了保证铸坯中心的致密性,一般应采用较低的拉速和较高的冷却强度。
(2)断面尺寸:
断面增加,降低铸坯中心冷却强度,温度梯度降低,铸坯中心两相区的宽度增加,中心致密性降低。
(3)拉速:
在其它条件相同的情形下,提高拉速,补缩加倍困难。
1
冷却速度降低,使中心两相区加宽;
2补缩角度减小、补缩距离增加
(4)冷却强度:
提高冷却强度,中心致密性增加,显微疏松降低。
①两相区宽度减小;②补缩距离缩短。
TSR:
thermalsoftreduction,利用结尾强冷来增加方坯中心的致密性,减少偏析。
(5)浇注温度:
提高浇注温度,等轴晶减少、柱状晶发达、搭桥增加,铸坯中心致密性降低。
(6)电磁搅拌EMS:
扩大等轴晶率、减少搭桥。
(7)轻压下MSR:
mechanicalsoftreduction,人为地减少乃至消除中心未凝固区域的收缩。
第三节
铸坯偏析
钢液是一种合金熔体,在凝固进程中必然发生选分结晶和溶质再分派;在连铸条件下,凝固进程为非平衡凝固,取得化学成份完全均匀的铸坯是不可能的。
铸坯中由于凝固而产生的化学成份不均匀的现象称为偏析。
1.偏析的分类
(1)按偏析的存在区域形式,分为微观偏析和宏观偏析。
微观偏析又称显微偏析,是指晶粒内部或晶粒间的化学成份不均匀现象;
宏观偏析又称区域偏析,表现为铸坯各部位之间化学成份的不同。
(2)按与钢原始成份的偏离情形,可分为正偏析和负偏析。
CS>C0,称为正偏析;Cs<C0,称为负偏析。
2.偏析的影响
(1)显微偏析:
气泡、凝固夹杂、热脆及冷脆、显微组织不同、凝固行为和裂纹;
◆例如:
小方坯135mm浇注70钢时:
1冷态的12m铸坯很脆,铸坯从电磁吊上落下时折断;
2坯壳高温强度低,影响结晶器内坯壳行为和生产工艺(水量、锥度、均匀性和摩擦力);
3高温强度低,要求拉矫辊的压力降低,避免压扁。
(2)宏观偏折:
使铸坯各部份的机械性能和物理性能产生专门大不同,在加热和轧制中很难完全消除,从而最终影响钢材的机械性能和深加工等利用性能。
例如:
①钢材中心的马氏体;②轴承钢的液析现象;③严峻时致使轧制开裂。
一.显微偏折
显微偏析按其散布形式分为枝晶偏析和晶界偏析。
它们的表现形式虽不同,但形成的机理是相似的,都是钢液在结晶进程中溶质再分派的必然结果。
以下主要介绍枝晶偏析。
1.枝晶偏析的产生
钢属于合金,钢液在结晶时发生溶质再分派。
固相中的扩散极为缓慢,扩散系数只是导热系数的
,因此在实际生产条件下,铸坯的凝固是非平衡结晶进程。
致使每一个晶粒内部的成份存在不同。
这种存在于晶粒内部的成份不均匀性,称为晶内偏析。
在连铸的生产条件下,晶粒是按枝晶方式生长,晶粒内各枝晶本身(内外层)、枝晶与枝晶之间的成份是不均匀的,故也称枝晶偏析。
在枝晶偏析区,溶质的散布规律为,使钢液熔点升高的溶质富集在分枝中心和枝干上,使熔点降低的溶质富集在分枝的外层或分枝间。
2.影响枝晶偏析的因素
(1)平衡分派系数:
愈小,则枝晶偏析愈严峻。
在碳钢中S、P、C是最易产生枝晶偏析的元素。
(2)冷却条件的影响:
在连铸冷却条件下,冷却强度越大,枝晶偏析越少。
铸坯断面越大、距表面距离越远、宽厚比越小,则冷却强度越小,枝晶偏析越大,如图3-12所示。
(3)枝晶偏析程度随钢种转变:
随着%C增加,S、P在碳钢中的枝晶偏析程度明显增加。
这可能是%C改变了凝固区间大小的缘故。
二.宏观偏析
保证凝固前沿为平界面时,铸坯内的宏观偏析可用Scheil方程近似地描述。
但在实际生产条件下,凝固前沿不可能维持为平面,凝固进程都在固液两相区枝晶内完成。
因此,Scheil方程等这些以平面假设为前提的溶质分派方程都不能用于分析宏观偏析。
1.形成原因
(1)溶质在固相和液相中溶解度不同,从而形成凝固进程的选分结晶,成为产生偏析的根本原因;(从具体的物理参数来看为
)
(2)溶质在固相和液相的扩散能力有限,在凝固进程中无法实现溶质均匀,形成非平衡凝固,产生晶间的显微偏析;
(3)凝固进程中的流动行为,使两相区的液相平均成份发生转变,从而产生局部平均成份转变,进而形成整个铸坯的宏观偏析。
在连铸实际生产中,钢液的流动速度和流动的存在范围与模注和铸造有专门大区别。
造成钢液沿枝晶间流动的原因主要包括强制对流和自然对流:
1注流:
差遣固液两相区内的液体流动;
2固相坯壳的物理移动:
鼓肚、液芯拉矫等引发的流动;
3固液两相区内生成气体:
如沸腾钢或镇定钢中气体含量较高时;
4凝固收缩:
抽吸作用促使液体流动;
5自然对流:
温度不同造成的密度差而发生的对流。
由于选分结晶和溶质扩散行为是钢液固有的性能,因此对于给定的钢液,其偏析行为将主要决定于凝固时各类流动行为。
2.形成进程
(1)铸坯表层
在弯月面周围,钢液与水冷结晶器器壁接触,受到强烈冷却,形成表面细晶粒区。
在表面细晶粒区内,由于冷却速度快和晶粒细小,钢液无法进行选择结晶和有效流动,其平均溶质浓度为原始钢液浓度,不存在宏观偏析。
(2)中间区域
由于晶干析出的溶质被枝晶分隔在枝晶内部而形成了枝晶偏析,仅有较少的部份冲洗进入液芯内,因其中间区域内不会形成明显的宏观偏析。
(3)中心区域
通过以前的凝固和流动的综合影响,现在液芯内的钢液已经存在较多的富集溶质。
在最后的凝固进程中,钢液中溶质含量已经超过了原始浓度;而且,进一步凝固析出的溶质和钢液已富集的溶质都已经无法扩散到其它部位。
因此,无论中心区域的凝固组织如何,完全凝固后的铸坯中心区域的平均溶质浓度必然大于钢水的原始浓度,也必然存在正偏析。
在靠近铸坯的中心区域,液芯内钢液受注流的影响大体消失,影响枝晶间的钢液流动的动力主要来自于凝固收缩和坯壳的物理移动,而凝固结尾的流动进一步加重了中心偏析。
小方坯中心有时会出现柱状晶搭桥现象,形成所谓的“小钢锭结构”。
搭桥阻止了液芯的补缩。
中心凝固时,凝固收缩产生的负压,引发“小钢锭”的两相区内的钢液流到中心,加重了中心偏析。
3.影响中心偏析的工艺因素
从以上分析能够看出,连铸坯的宏观偏析是不可避免的,是连铸进程中的必然现象。
可是,宏观偏析的偏析程度与连铸的很多工艺因素有关:
(1)钢水成份:
钢水%C对中心偏析影响较大。
%C高,中心偏析增加。
(2)铸坯断面的形状和尺寸:
断面越大,中心偏析越严峻。
这是因为,①冷却强度越小,枝晶偏析增加;②流量大液芯流动强度提高;③流动作历时刻延长,使绝对富集量增加。
M宽厚比越小,中心偏析越大,薄板坯宏观偏析小。
(3)浇注温度:
提高浇注温度,中心偏析增加。
降低温度是减少偏析的主要工艺因素。
(4)拉速:
提高拉速,增加中心偏析。
①V↑,使冷却速度↓,枝晶偏析增加;②鼓肚量随拉速的提高而增加;③注流强度增加,对前沿的冲洗强度提高(如EMS的白亮带)。
(5)冷却速度:
冷却速度提高,枝晶间距减小,晶粒细化,偏析减少。
M单纯以为:
提高冷却速度使柱状晶进展乃至形成穿晶结构,从而增加中心偏析,这一观点是错误的。
若是冷却强度专门大,全数柱状晶都发生穿晶,也就不存在小钢锭结构,而且鼓肚也会大大减轻。
实际证明,在H08的135mm铸坯中,中心无等轴晶呈穿晶结构,但中心偏析很小,几乎无法分析出来。
目前,在二冷采用强冷来减少中心偏析的工艺办法逐渐受到重视。
有人以为,液芯结尾采用强冷工艺,能够取得电磁搅拌的效果,乃至能够取代电磁搅拌。
(6)电磁搅拌:
电磁搅拌阻止柱状晶进展,增进了等轴晶区的扩大,使富集溶质分散到较大的区域内,从而使中心偏析程度大大降低。
(7)结尾轻压下:
补偿中心凝固收缩,减少钢液流动,从而减少中心偏析。
在中厚板上应用较多。
(8)带液芯压下:
在薄板坯中(唐钢),采用带液芯压下工艺。
在液芯宽度还较大时,对铸坯进行压下且压下量较大(20mm),使未凝固的钢液直接压入上面的液芯,大体上取消了中心凝固,从而使中心偏析大大降低,能够消除中心偏析的不利影响。
第四节
高温力学性能
一.高温塑性曲线
钢的高温力学性能与铸坯裂纹有直接关系。
由热模拟实验机(Gleeble-1500)测定高温塑性曲线如图6-19所示。
由图可知,钢高温塑性可分为三个区:
(1)凝固前沿的脆性区(Ⅰ区)
当温度下降到液相线温度
时,钢液开始结晶;温度下降到固相线温度
以上20~30℃时(相当于固相率20~45%左右),树枝晶彼此连接,开始能传递微小的拉伸力的作用,表现有微弱强度。
把强度
的温度,称为零强度温度,
。
当温度继续降低,固体强度缓慢增加,但表现塑性的断面收缩率(以ψ表示)仍接近于零,凝固前沿处于极易脆断区。
只有当低于
以下30~50℃时,固体塑性开始上升,把断面收缩率
的温度称为零塑性(或韧性)温度,
。
因此,在零强度温度
和零塑性温度
之间的温度区内,强度和塑性超级小,是一个裂纹敏感区。
这是在固液界面容易产生裂纹的根本原因,此温度区间的大小成为衡量凝固前沿内裂纹偏向的尺度。
其产生裂纹的临界强度为1~3N/mm2,临界应变成%~%。
其脆化原因为:
在凝固进程中,由于非平衡凝固,枝晶间产生了显微偏析,致使晶间凝固延缓。
当晶体呈现强度时,晶间仍处于液态,从而极易断裂,形成高温脆化。
当凝固壳受到各类应力(如热应力、鼓肚力、矫直力等)作历时,若是发生在脆性区内变形超过上述临界值,铸坯就在凝固前沿产生裂纹。
裂纹形成的负压产生抽力,使前沿的溶质富集的钢液被吸入裂纹中,因此在低倍组织上显示为偏析线,称为“偏析裂纹”。
裂纹内部有明显的偏析,表示着裂纹产生在凝固前沿。
凝固前沿脆性区的大小直同意到%C和S、P含量的影响。
(2)最大塑性区(Ⅱ区)
从图2-1和图6-19中能够看到,当温度进一步降低时,断面收缩率会急剧增加,即零塑性温度
成为塑性变形的拐点。
温度在900℃~
范围内,钢的高温强度和塑性达到最大值,表现出最大的塑性,成为最大塑性区。
其温度范围和断面收缩率与钢种成份有关。
此区域内的塑性主要受到钢中氧化物和硫化物的影响。
若是钢中氧含量和硫含量较高,在凝固进程中,沿奥氏体晶界有过饱和的氧化物和硫化物如
、
沉淀析出,会增加奥氏体晶中断裂的敏感性,使最大塑性区的塑性降低。
析出物由串状改变成球状,可明显提高强度和塑性。
(3)二次脆性区(Ⅲ区):
由于此区域的形状象一个口袋,因此也称为“口袋区”。
此区的温度范围相当于
相变区。
当温度小于900℃左右时塑性开始下降,到800℃左右塑性最低(ψ≤20%)。
研究表明,此区脆性是铸坯产生表面横裂纹的本源。
脆化原因:
①在此温度区域发生
相变,产生了相应的体积膨胀;②在此温度范围内氮化物和碳化物析出速度最大,氮化物和碳化物以质点形式沉淀在奥氏体晶界上,产生的应力集中增加了晶界脆性;③在
相变时,在奥氏体晶界上初生铁素体
以薄膜状析出,由于
的强度比
的强度小几倍,使变形集中在晶界处产生晶界脆裂。
对每一个钢种,都存在一个塑性最低的“口袋区”,而且钢的成份(如Al、Nb、V)会使“口袋区”发生移动,但一般移动范围并非大。
二.铸坯上的塑性区域
在连铸进程中,铸坯由表面到内部,温度逐渐增加,在整个坯壳上始终存在着温度梯度。
按照冷却条件不同,坯壳(或断面)上不同的区域处于不同的塑性区域。
(1)在完全凝固以前,凝固前沿始终处于脆化区(Ⅰ区),只是随着离开弯月面的距离的增加,其具体位置在不断向铸坯中心推动。
(2)从结晶器液面到切割范围内,铸坯表面温度大体处于下降进程,按照不同的冷却条件,表面可能会通过各个塑性区域(Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ区);
(3)在铸坯表面和凝固前沿之间的区域,其温度也介于二者之间,塑性行为与两边有关。
在连铸进程中,前两个区域(Ⅰ、Ⅱ区)必然存在,只是具体位置在不断转变。
铸坯内裂纹大体上都是起源于凝固前沿脆性区,并在Ⅱ区扩展。
铸坯在连铸机里自上而下的运行进程中,坯壳内各个方向上温度梯度的存在产生热应力、钢水静压力引发的鼓肚变形、矫直和辊道不对中等引发的机械应力、凝固进程中的相变带来的体积转变、专门是在二冷区内表面冷却条件的转变带来的坯壳温度的反复下降和回升(水嘴的散布、覆盖范围和堵塞),都会在铸坯上产生应力和应变。
当应力和应变超过其对应区域的临界值时,铸坯将出现裂纹。
因此,除严格维修铸机,减少各类机械应力外,应按照钢的高温塑性曲线,制定适合于钢的强度和塑性转变的二冷制度,减少铸坯裂纹。
一般情形下,在切割前只有铸坯表面区域的温度才可能达到二次脆性区(Ⅲ区)。
若是在此脆性温度范围内产生变形,容易产生表面裂纹。
因此,要求在矫直时铸坯表面温度应避开那个“口袋区”,使铸坯表面始终处于良好塑性区,以避免形成表面横裂纹。
为了使矫直区域避开“口袋区”,二冷制度有以下三种形式:
(1)热行:
二冷区铸坯表面维持较高的温度,致使在矫直点达到900℃以上,现在应采用弱冷。
二冷比水量一般为~
。
(2)冷行:
二冷区铸坯表面维持较低的温度,并在700~650℃进行矫直,从而避开脆性口袋区。
现在应采用强冷,二冷比水量一般在2
以上。
(3)混行:
二冷区前部份采用强冷,使铸坯快速冷却,铸坯表面维持在较低的温度下,出二冷区后和矫直前不喷水或水量很小,使铸坯表面温度回升,矫直温度在“口袋区”大于900℃。
在实际生产中,为了避免强冷产生表面纵裂,一般采用第一种冷却方式。
第五节
铸坯中的夹杂物
一.夹杂物的来源:
按夹杂物的来源,夹杂物包括内生夹杂和外来夹杂。
1.内生夹杂:
内生夹杂是指在整个生产进程中,钢液内部发生化学反映,反映产物未能及时排除而留在钢中的夹杂物。
主要来源于:
1脱氧和脱硫产物:
此类夹杂称为“初生夹杂”、“一次夹杂”。
包括脱氧合金化、喷粉、喂丝等进程产生的夹杂。
2降温反映产物:
在浇注进程中,钢液的温度不断降低。
一般脱氧反映是放热反映,随着钢液温度的下降,高温下已达到平衡的脱氧反映会继续进行。
称为“二次夹杂”。
3凝固促使反映:
在凝固进程中,液相内溶质富集,促使溶质元素间发生反映,反映产物滞留在钢中,形成夹杂物。
这种夹杂一般称为“三次夹杂”、“凝固夹杂”。
2.外来夹杂:
钢液之外的物质直接进入钢液,或与钢液某些元素发生反映,反映产物进入钢液成为夹杂物。
主要来源:
耐火材料、保护渣和钢渣、二次氧化。
二.夹杂物影响
1.对证量的影响
夹杂物对钢的机械性能存在不良影响,其根本原因在于其破坏了钢基体的持续性,在其周围引发应力集中,促使裂纹的形成。
具体的影响如下:
1使钢疲劳性能恶化。
脆性夹杂、外来夹杂的影响更大。
2冲击韧性降低。
其中硫化物影响最大。
3钢材热脆:
FeS致使热脆,全氧含量高会使硫的危害加重,热加工性能恶化。
4塑性降低,深加工性能降低:
直接危害拔丝、冷镦,角钢开裂。
5致使各向异性。
塑性夹杂沿轧制方向延展。
2.对浇注工艺影响:
1钢中酸溶铝、Ti含量较高时,在连铸进程中二次氧化生成夹杂物致使水口堵塞。
2Al2O3、TiO2在保护渣中积聚,使保护渣润滑等性能恶化。
3〔%O〕太高时,低碳硅锰镇定钢因产生大量二次夹杂SiO2,致使水口堵塞。
三.凝固夹杂的产生
钢液在凝固进程中,由于温度的降低和显微偏析的作用,在树枝晶间液相中的溶质浓度不断增高。
当钢液中的合金元素如Si、Mn和钢中的〔O〕、〔S〕富集到必然程度后,依照热力学
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- 凝固 质量