第3章凝固组织.docx
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第3章凝固组织
第三章铸坯凝固组织
凝固组织包括两个方面:
(1)宏观组织:
指用肉眼观看到的铸坯内部的组织情形,通常包括晶粒的形态、大小、取向和散布等情形。
也确实是针对铸坯的宏观状态而言
M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看到的晶粒内部的结构形态,如树枝晶、胞状晶和枝晶间距等。
也确实是针对铸坯的微观形态而言。
M也称为“金相组织”、“微观组织”。
二者表现形式不同,但其形成进程却紧密相关,并对铸坯的各项性能,专门是机械性能产生强烈的阻碍。
第二章讨论了晶粒微观组织的形成进程,本章偏重于分析铸坯宏观组织的成因和各类因素的阻碍。
在理论分析基础上,总结生产中操纵铸坯结晶组织的各类有效方式。
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点的区别在于:
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,钢液凝固是在必然的温度范围内完成的。
由于溶质再分派产生成份过冷,以树枝晶生长方式完成凝固。
即凝固发生在必然范围内,而再也不位于一个平面内。
(2)冷却强度高:
与铸造和模注工艺相较,连铸采纳了强制冷却方式,冷却强度高。
M即便在空冷区,铸坯的冷却强度也大于砂模铸造和模注。
(3)定向传热:
在凝固进程中,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慢慢降低,即铸坯内外存在较大的温度梯度
。
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必然温度范围内完成,因此铸坯在凝固进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。
左图是平稳相图,钢液的结晶温度范围为
。
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
而成为固态,即凝固坯壳。
(2)液相区:
中心温度仍在液相线
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
和固相线
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
,称为“固相等温面”;同时,两相区与液相之间的界面温度为
,称为“液相等温面”。
M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动,铸坯全数凝固后凝固区域消失。
M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紧密关系。
三.两相区宽度
若不考虑偏析阻碍,在凝固中铸坯两相区的宽度,决定于平稳结晶温度区间
和两相区的温度梯度
。
假设两相区的温度按直线散布,即
为常数,那么两相区宽度为:
式中:
为液相线温度;
为固相线温度;
两相区内温度梯度
四.两相区结构
了解两相区结构是熟悉偏析、疏松、裂纹和气泡形成原理的基础。
图3-19是两相区结构的示用意。
按固相率的大小,凝固区域又可划分为三个部份:
倾出段、补缩段和密闭段。
(1)倾出段:
在液相边界周围,固相率低,晶体处于悬浮状态而未连成一片,能够自由移动。
用倾出法做实验时,晶体能够随同液态金属一路被倾出。
(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,在倾出实验中可不能随液体金属一路被倾出,而液体还能在其间移动,能够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
。
补缩段与密闭段之间的界面,称为“补缩边界”,固相率约为
。
M在连铸漏钢进程中,只有
的部份流出,而两相区大部份区域仍留在坯壳上,因此漏钢后坯壳厚度大于凝固时真实厚度,而由此取得的凝固系数也较高。
同样,示踪法、射钉法也有一样的问题。
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,方向与热流方向大体一致。
(3)内部等轴晶区:
由紊乱排列的粗大等轴晶所组成。
事实上,并非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量、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转变。
M穿晶结构:
低碳钢小方坯最多见的宏观结晶组织,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.形成理论进展
对三个晶区形成机理的熟悉,经历过一个由浅入深的历史进展进程。
(1)传统观点
在过去相当长的一段时刻内,人们曾以为,铸坯中的每一个晶粒都有一个独立的生核进程,而铸坯结晶组织的形成那么是这些晶核直接生长的结果。
但是这种静止的观点并无反映出铸坯结晶的全数真实进程。
致使在以往对三个晶区形成机理的说明中,留下了许多难以明白得的问题。
(2)现代理论
只是在近二三十年来,当慢慢熟悉到晶粒游离在铸坯结晶组织形成进程中所起的重大作用以后,关于三个晶区的形成机理才有了一个大体明确而日趋一致的熟悉。
M铸造理论比连铸理论研究的更深切
事实上,在铸坯结晶进程中,由于各类因素(专门是钢液流动作用)的阻碍,除了直接借助于生核之外,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。
游离晶的形成进程及其在液芯中的漂移和堆积,阻碍到等轴晶的数量、大小和散布状态,直接决定了铸坯宏观凝固组织。
研究晶粒游离进程,对分析铸坯宏观结晶组织的形成缘故、和明白得和确信改善方法都是十分必要的。
因此,在讨论三个晶区形成机理之前,必需深切研究连铸进程中的晶粒游离现象。
三.铸坯凝固进程中的晶粒游离
晶粒游离:
在凝固进程中,由于各类因素(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”。
实验研究说明,在连铸进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。
M在铸坯凝固进程中,由于存在结晶器激冷作用和非均质生核条件,这种晶粒游离现象老是存在的。
(2)结晶器铜壁上晶粒脱落
晶粒在生长进程中必然要引发界眼前方钢液中溶质再散布,结果将引发界眼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。
M直到传热带来钢液温度降低而从头取得过冷,再从头生长。
在结晶器铜壁上生成的晶粒,在生长进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,使界面处溶质浓度大体维持不变,从而前端过冷度仍然较高,并维持较快的生长速度。
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,偏析程度最为严峻,使此处生长受到严峻抑制或停止。
因此,晶体在生长进程中将产生根部“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洗,同时局部温度反复波动对晶粒引发热应力冲击。
晶粒缩颈部位熔点最低而又最脆弱,在机械冲洗和热应力综合作用下极易断开,致使晶粒自器壁脱落而致使晶粒游离(图5-3所示)。
大野笃美利用显微镜对Sn-Bi合金的凝固进程进行了直接观看和持续摄影,证明了凝固初期通过器壁晶粒脱落而产生的晶粒游离进程。
M关于连铸进程来讲,注流持续冲洗凝固前沿(尤其是采纳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
事实上,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洗和热应力的作用,最脆弱的根部缩颈处容易熔断,随钢流卷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
一样来讲,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当中。
一样,在生长中分枝根部一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份,然后在低温下各自生长为新的游离晶粒(图5-5所示)。
那个进程称为“晶粒增殖”,也是一种超级重要的晶粒游离现象。
(5)液面晶粒沉积所引发的晶粒游离
在凝固进程中,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,致使晶粒游离。
M这种现象在模注和铸造工艺中更为常见,在连铸进程中,弯月面不断更新温度较高,同时又受到爱惜渣的保温作用,液面处不容易形成结晶。
四.钢液流动对晶粒游离的作用
在铸坯凝固进程中,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)阻碍较大。
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。
由于密度不同而引发自然对流。
要紧指的是热对流,它是由于铸坯受到冷却,凝固前沿周围的钢液温度降低、密度变大而下沉,中心部份液体那么由于温度较高、密度较小而上浮,形成自然对流。
M水杯中的水温散布。
(2)强制对流。
在浇注进程中的中间包注流冲击和电磁搅拌所形成的猛烈对流,另外还包括鼓肚、内裂等致使的晶间对流。
研究说明,在铸坯凝固进程中,钢液流动对晶粒游离有三个作用途径:
①通过传热阻碍:
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进程中残余而不被熔化。
②通过传质阻碍:
在传质方面,钢液流动的最大作用是增进游离晶粒的漂移和堆积,保证各类游离现象不断进行。
③对机械冲洗作用:
即动量传递,通过钢液流动对坯壳的机械作使劲,使枝晶根部折断,增进了晶粒游离。
五.表面等晶粒区的形成
1.传统理论
依照传统理论,当钢液浇入温度较低的铸型(结晶器和钢锭模)中时,器壁周围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相互抑制,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”。
传统理论以为,表面细晶粒区的形成与器壁的非均质生核和猛烈冷却有关。
因此,表面细晶粒区的大小和等轴晶的细化程度要紧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。
但是,这种观点在说明铸坯和钢锭激冷层厚度时碰到困难:
与模注钢锭相较,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,一样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
现代理论要紧涉及了晶核来源和形成条件两个方面:
(1)晶核来源:
①非均质生核进程;②各类形式的晶粒游离。
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类形式的晶粒游离进程。
(2)形成条件:
①必要条件:
器壁周围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固的凝固层。
研究以为,形成稳固凝固层致使定向传热,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。
一旦器壁上晶粒相互连结而组成稳固的凝固壳层,晶粒就直接向内进展成柱状晶,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固凝固壳层的形成,从而增进了表面等轴晶进展。
器壁晶粒游离的内因是溶质偏析形成的根部缩颈,外因那么为液芯内钢液流动。
大野笃美实验证明,在无对流和纯金属凝固时,即便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明了晶粒游离对抑制形成稳固坯壳的作用。
(2)器壁的激冷作用:
激冷关于等轴晶的形成存在两个相互矛盾的作用。
①第一,器壁激冷增大其周围钢液的非均质生核能力,使晶核数量大大增加;②同时,强冷也促使晶粒专门快连接成稳固的凝固壳,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,从而证明了上述结论。
M因此,过强的器壁冷却能力反而无益于表面细晶粒区的形成。
六.
柱状晶区的形成
1.形成机理
在一样情形下,柱状晶区是由表面细晶粒区进展而成的。
其形成机理涉及晶体学特点和传热两个方面:
(1)晶体学上择优生长:
铁属于立方晶格,在<100>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<100>方向上枝晶生长最快,成为枝晶的主轴方向。
(2)定向传热:
稳固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。
由于各枝晶骨干方向互不相同,那些骨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。
在慢慢淘汰掉取向不利的晶粒进程中进展成柱状晶组织(图5-8)。
那个相互竞争与淘汰的晶体生长进程称为晶体的择优生长。
由于择优生长,在柱状晶向前进展的进程中,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。
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专门大,柱状晶比较发达。
在某些情形下,若是中心没有形成等轴晶,那么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,柱状晶区开始于稳固凝固壳层的产生,而终止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,表面等轴晶区不易操纵,因此操纵柱状晶区的关键方法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,柱状晶并非完全垂直于表面而是向上倾斜必然角度(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洗,此处的富集溶质被带到铸坯中心的液芯内,致使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说明:
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进展;
M但无法说明以下事实:
外弧上游离晶沉积应加速外弧进展,而事实上外弧凝固变缓,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一样较宽。
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,凝固速度加速。
3水口注流对外弧的凝固前沿产生了更多的冲洗,抑制了外弧坯壳的生长。
(4)柱状晶具有枝晶结构:
在纯金属的凝固进程中,凝固前沿大体上呈平面生长,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。
M成份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;适于微观组织的成份过冷理论,不能用于分析铸坯的宏观组织的形成进程。
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。
可是,关于等轴晶晶核的来源,至今仍是尚未完全解决的课题。
目前,等轴晶晶核来源理论要紧有两类:
1.成份过冷理论:
过冷钢液直接生核理论。
该理论以为,随着凝固层向内推移,固相定向散热能力减弱;液相中的溶质原子愈来愈富集,从而使界眼前方成份过冷慢慢增大。
当做份过冷大到足以发生非均质生核时,便致使内部等轴晶的形成。
(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发等轴晶形成的事实说明,当存在大量有效生核质点时,成份过冷所致使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无法说明大量有关内部等轴晶形成的实验现象。
2.晶粒游离理论
连铸是一个持续生产进程,中心液芯始终存在并维持相对稳固。
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。
液芯深处过热度大体消失,沉积下来的游离晶在中心处自由生长,形成中心等轴晶。
M电磁搅拌(M-EMS和S-EMS)对铸坯中心组织的改善成效,证明了这种机理。
上述理论与观点均有各自的实验依照,但是也受到其实验条件的限制。
尽管有关细节问题尚需进一步探讨,可是轻率地否定任何一种说法似乎都是片面的。
目前比较统一的观点是,中心等轴晶区的形成极可能是多种途径的,各自作用的大小当由具体的凝固条件所决定。
第三节
铸坯凝固组织的操纵
一.铸坯凝固组织对证量的阻碍
铸坯的质量和性能与其凝固组织紧密相关。
就宏观组织而言,表面细晶粒区一样比较薄,而且其可转变范围很小,对铸坯的质量和性能阻碍相对较小。
铸坯的质量与性能要紧取决于柱状晶区与等轴晶区的比例和晶粒的大小。
1.柱状晶的特点
(1)柱状晶组织比较致密。
在生长进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,树枝晶得不到充分进展,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,使此处更易产生裂纹,或使铸坯在以后的塑性加工中产生裂纹。
(4)柱状晶过度发达时,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,常常致使穿晶,形成小钢锭结构,使铸坯中心存在偏析、疏松和缩孔等缺点。
这些缺点在以后的轧制进程中无法完全排除,对最终产品质量产生严峻阻碍。
生产中能够通过提高钢水纯净度、改良连铸浇注工艺和增加电磁搅拌等方法,减轻柱状晶比例。
但受到具体生产条件的限制,如过热度不能过小、普钢连铸机无电磁搅拌设备、普钢厂无炉外精炼设备、高拉速和相应的高冷却强度等,柱状晶仍然会存在。
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点。
(2)组织性能均匀而稳固:
晶界面积大,杂质和缺点分散散布。
一样说来,晶粒越细,杂质和缺点散布越分散,其综合性能就越好。
(3)铸坯中心质量好,缺点少:
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。
3.操纵方向
(1)采纳定向凝固技术,能够取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。
M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,为取得较高的致密度,往往在提高纯净度的前提下,希望取得较多的柱状晶。
(3)对一样钢种,为幸免柱状晶区的危害,希望取得最大程度的等轴晶组织。
M抑制柱状晶、进展等轴晶,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阻碍
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(实验条件:
90吨电炉冶炼,浇注280×350mm连铸坯,切除头坯和尾坯):
(1)
,
:
全数柱状晶组织;
(2)
,
:
存在中心等轴晶区;
(3)
:
与
%相似;
(4)
:
产生分叉柱状晶(即枝晶发达);
(5)
:
产生细小等轴晶区。
一样以为,碳含量对宏观组织的阻碍与凝固进程中包晶反映有关。
由于包晶反映是在液相成份富集到必然程度后才能发生的,因此往往发生在枝晶的根部。
包晶反映阻碍了枝晶根部生长,使根部缩颈加倍严峻,从而容易产生更多的枝晶游离。
在%C=0.2~0.4的范围内,在枝晶根部包晶反映量最大,因此枝晶游离也最多,因其中心等轴晶区也最大。
M由于生产条件的不同,取得的实验结果可能会有所不同,但总的趋势大体一致。
2.铸坯形状
铸坯形状决定了钢水的散热状况,它们之间的彼此关系比较十分复杂。
(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,中心乃至无等轴晶区,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。
三.凝固组织的操纵
铸坯中三个晶区的形成是彼此联系、彼此制约的。
形成稳固凝固壳致使表面细晶粒向柱状晶过渡,而阻止柱状晶进一步进展的关键那么是及早显现中心等轴晶。
在绝大多数情形下,连铸坯的等轴晶率越高,铸坯质量越好。
因此,在知足生产的条件下,浇注工艺应增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那么:
(1)强化钢液生核;
(2)增进晶粒游离;
(3)有助于游离晶的残余。
知足这些原那么的工艺因素都将抑制柱状晶区的形成和进展,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、质量和本钱等方面往往是相互矛盾的,因此必需进行合理的操纵。
一样情形下,在知足生产要求的前提下,应尽可能改善浇注工艺,以有利于等轴晶的形成和晶粒细化。
M例如:
为了保证多炉连浇、保证整个生产系统顺行和降低本钱,有时必需适当提高浇注温度。
尤其是中间包开浇的第一包钢水必需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大体和最有效的工艺方法,同时也是采纳电磁搅拌等方法改善宏观组织的基础条件。
大量实践证明,降低浇注温度是减少柱状晶取得细等轴晶的有效方法(图5-1一、图28)。
原理:
①过热度较小,过热度消失加速,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余。
局限性:
在实际生产中,低温浇注会受到其它条件的限制。
①浇注温度太低,钢包浇注后期中间包内钢水温度低,致使中包水口冻结;
②浇注温度低无益于夹杂上浮;
③无法保证爱惜渣正常熔化,尤其在薄板坯连铸中要求加倍严格;
④低温浇注必将要求提高拉速,同时致使鼓肚、压扁等缺点;
M显热降低对坯壳生长阻碍不大
⑤拉速高浇注周期缩短,钢水供给必需保证连浇;
M通常操纵中间包过热度在20~40℃范围内。
水冷水口:
为了降低进入结晶器的钢水的温度,同时幸免对中间包浇钢的阻碍,有人提出了“水冷水口”的假想(在铸造行业,已经有了类似的生产工艺),但由于平安和可操作性等缘故,至今未进入有历时期。
FAST法:
欧洲采纳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方坯上进行实验的结果说明,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,增进钢液生核和晶粒游离。
小的温度梯度和高的冷却速度能够知足上述要求。
合金性能:
凝固条件关于不同的合金有着不同的
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