第六章钢水凝固过程.docx

1、第六章钢水凝固过程第六章钢水凝固过程6.1凝固结构图6.1所示为模铸或连铸过程横截面晶粒凝固示意图。 由图看出，晶粒可分为三个区域:外围细小无定向激冷区； 中间细长取向柱状晶区；中心随机取向等轴 晶区。模铸或连铸过程中上述三区 域可能有一种区域很窄或缺失。模铸和连铸的钢件结构均为 树枝状。每个颗粒都为含有很多个 晶枝的树枝状结晶体。图 6.2所示 为单个晶粒一次晶枝脱离、二次晶 枝开始生长的示意图。图 6.3所示 为铸造低碳合金钢的显微照片， 由图可看出单一晶粒内一次晶枝的 均衡机理。对于等轴晶粒，除了在 热流方向延伸外，树枝晶结构大致 相似。对于立方金属（包括钢） ，柱状晶与等轴晶均沿 方位

2、生 长。应该注意的是：图 6.1中所示 2低合金钢柱状晶等浓度面（遞自文献1 ）结构为凝固过程晶粒结构。凝 固结构后，晶粒边界会有稍许 移动，固相转移也能影响晶粒 的最终结构。例如，低碳钢凝 固过程中，最初形成 S -铁素 体，后而转变成奥氏体， 最后 成铁素体和珠光体。 所有晶粒 模式均可通过适当的金相手 段在全凝件中标示。晶粒大小有时随冷却速 率提升而减小，而晶粒细微度 （以枝晶间距 DAS衡量）随 冷却率增大而减小。图 6.4所 示为几组铁合金实验数据，由 图看出，枝晶间距与冷却率成负1/3次方倍数关系凝固过程的夹杂在晶枝间形成的二次夹杂， 在更优固-液界面去除（如加长晶枝），如图6.5

3、a （钢种硅夹杂）所示；或可能随凝固前沿移动而困于晶枝，如图 6.5b （钢中铝夹杂）所示。除此之外，由金属收缩和气体凝结导致的微孔也可能在晶枝间形成。6.2晶粒尺寸图& 3低合金钢等轴晶（放大率：55倍八 J图：热流方向描斷面：图；热疣方向纵斷面* （源自文就1）同时，由于电磁搅拌的存在，等轴晶区变大， 宏观偏析和熔融流动性的降低却成了有待解决的问题粒生存期和凝固过程晶粒繁殖情况，经实验 得知，凝固过程晶粒繁殖情况的影响要比以 往想象的重要的多。除温度远低于液相线温度外，纯洁净钢 凝固初期存在热动力障碍问题。对钢而言， 过冷度可达几百摄氏度。过冷度随有害夹杂（如固体夹杂）量减小而减小；因此，

4、实际 工况连铸条件下，多多少少都存在过冷度问 题。过去的50年间，纯洁净钢孤立（均匀形 核）形核理论和与基层接触钢水（不均匀形 核）的形核理论已得到大力发展。由形核理 论得知，冷却率越大，形核数越多，颗粒数 越多（晶粒越细）。所以，可通过提高冷却率 的方法实现晶粒细化。现在我们已经知道除提高形核率以外细 化晶粒的机理。近些年，此机理在工程上有很重要的地位。凝固初期，枝晶极易断裂（而 用于实际工况的机理中， 晶枝可能不易断裂，但只考虑其根部晶枝）。此过程有时和晶粒繁 殖过程一样简单，过程受传导和凝固前沿低 过热度控制（因此，晶枝不会重熔）。电磁搅 拌现在已广泛用于连铸过程，具体用于减小 柱状晶区

5、域，并细化等轴晶区域晶粒。连铸过程电磁搅拌力的大小和固相分数 均用于最大限度的提高晶粒细化效果。与此 中心偏析减小；但是随之带来的等轴晶区的半2O已有冶金工作者在寻找炼钢过程的成核剂。 Bramfitt根据实验提出如下结论：在氮化物和碳化物中，氮化钛和碳化钡为 a -铁素体最好的成核剂，究其原因可能由于晶格相似性导致。成核剂的效果由不同冶金工作者证实 4-7。实验中发现，在高温时氮化钛就以成核 4，6也有冶金工作者研究氧化物本身的成核效果。 Nuri et al8根据过冷实验和错合度理论研究氧化物的形核效果，发现氧化铈为很好的形核剂，后来此假设被 Guo和Suito9证实。加入形核剂时，需将其

6、加入到过冷区（固 -液界面前）以便于在此处形成 a -铁素体核。氮化钛表面形成a -铁素体核示意图如图 6.6所示。图6.7所示为铁素体不锈钢焊缝的等轴晶形核模式。晶粒精细程度应取决于此处的有效成核剂的数目， 因此，控制形核剂的形式（如沉淀温度与形核长大）将是晶粒细化的又一课题。另外， 形核剂的尺寸经该有最佳值， 过小时成核理论失效；而过大时成核数目又会受到影响。 凝固前的过冷区长度亦应适中，在此区域，等轴晶开始形核，此区域长度可是控制细化晶粒的又一方法。若过大，可能形成其他形式的晶粒， 过小则可能不便于形核。因此，合金成分、传热条件、强制对流均为晶粒细化的影响因素。二冷平均冷却率y min-

7、(b)(a) Fe-25%Ni合金；(b)含碳0.1至0.9%的工业不锈钢1 固液界面达到最高温度，凝固潜热此时也与过冷度进行热交型濟手辭肆礙翳z夹杂排她去;图6.4铁合金枝晶叉间隔的实验数据: 等轴晶形核于过冷熔体区。G0.617 (100N0) 1/3 (1- (Tn)G为温度梯度，N为等轴晶的颗粒数， Tn为异向成核过冷度， 度。其具体值可在等轴晶结晶过程测量(氮化钛为形核剂) ，实验测量结果与柱状晶向等轴( Tc )3) Tc(6.1b) Tc为柱状晶凝固前沿温晶粒的转化形式拟合度非常高 6。现今，利用Monte Carlo方法或细胞自动机建立数值模型已成为热点7,11,13，测试结果

8、显示此法可成功预测铸造与焊接晶粒结构(包括等轴晶晶粒形 式)。6.3显微偏析图吕上过冷区等轴晶氮化钛为形核剂）形核示意图连铸或模铸时，在枝晶叉间 隔（以50-400微米为典型值）发 生的偏析称为微观偏析。微观偏 析发生的主要原因是固相成分与 液相成分的差异（主要区别在于 溶解物的含量）。固相中多余的溶 解物被迫进入液相，进入晶枝间 的细小空隙。图6.8所示为微观偏析示意 图。图6.8a所示为液相区晶枝生 长示意。图6.8b为液-固区域温度 分布。液-固区液相成分见图 6.8c。 凝固过程特定位置液相成分可一 定程度上反映凝固路径，其正是 相图中的平衡液相线，如图 6.9b所示。固-液区（图6.

9、8d）的固相（液相）分数可由 Scheil方程或 对其微商分析算得。Scheil方程基图6.8基于Scheil方程的凝固模型：（a）晶枝结构；（b）温度；（c）树枝晶间的液相成分；（d）固相分数从热处理法减小微观偏析角度考虑， 偏析间距为主要考虑因素。 如上述所属，此处间距为本质上为枝晶叉间隔。 而枝晶叉间隔仅与冷却率有关。 其受制于晶粒粗化现象。 也就是说,凝固过程，大晶枝粗化，同时小晶枝收缩并消失，直接导致枝晶叉间隔的增大。 Kirkwood 1首次在微观偏析模型中考虑到晶枝粗化现象，后来 Morte nsen17建立了微观偏析过程的晶枝粗化分析模型。由于枝晶叉间隔对冷却率的依赖性， 因此

10、实际工况铸造中， 工厂通常在凝固过程力求最大冷却率。6.4铁基合金的微观偏析与凝固路径C-Mn钢和低合金钢在凝固初期大都以 S -铁素体或奥氏体形态存在，当初晶相为 S -铁素体时，凝固过程通常会有包晶反应发生， 同时固相也会转变为奥氏体态， 直至钢中碳含量很低（如无间隙原子IF汽车板）为止。图6.10为凝固过程示意图18。理解此模型有很重要 的实际价值，因为连铸过程中亚包晶钢的纵向表面裂纹与铁素体与奥氏体的组分分数和溶解 物微观偏析密切相关18，19。铸造中奥氏体晶粒的形态不仅影响纵向表面裂纹敏感性，也会 影响横截面板坯裂纹敏感性。图6.10中，包晶反应发生在 Tp温度下；低于此温度时，奥氏

11、体顺利转变为固相铁素体。 固相S -铁素体的组分数是钢种合金成分的函数；其随合金中碳含量增加而减小，随铁基元a) Tp TlC(x; t)素增加而增加。奥氏体向铁素体的转变由固相变形实现。 在晶枝中心，晶枝仍以铁素体等形Ia，液栩图 6.12 Mn 的微观偏析，冷却率： 27C/min : (a) 1504C； ( b) 1480C； (c) 1450C和 1400C为研究凝固过程复杂晶枝形状和的相变问题，上述凝固模型可扩展到多成分包晶钢种。态存在，在温度相对较高区 域随碳含量增加而减小直 至消失，低温区随铁基元素 增加而减小。包晶反应 L+S = Y之后，最终奥氏体凝 固中的溶解物偏析近似于

12、 Scheil偏析模型(由于奥氏 体中反向扩散进行的非常 缓慢)。由此更充分说明晶 枝间区的溶解物偏析随碳 含量增加而增大，随碳含量 减小而降低(见后文式 6.1320) 21。S -铁素体消失 后，奥氏体晶粒迅速开始长 大；其转化开始时间本质也 是奥氏体基元素与铁素体基元素平衡温度的函数。碳含量减小必然提升转化温度， 促进晶粒长大，进而增加奥氏体晶粒边缘的裂纹敏感度。稳态时，在没有能量障碍的条件下， S -铁素体周围形成奥氏体似乎正好沿着等温线 Tp进行。然而，对于奥氏体而言，固 -液界面的能量小于形核所需能量，所以铁素体周围要有奥氏体形核需要更大过冷度 22。然而奥氏体形核如何形核、长大以

13、及稳态时包晶反应机理现今认识还不够深刻。最近， Okane and Umeda23研究了亚包晶Fe-Ni合金钢的凝固过程，实验控制晶粒生长过程较缓慢，结果发现固相中奥氏体形核可达到液 / S -铁素体的初始界面。基于实验室测试结果， Okane and Umeda研究了稳态包晶反应。最初期，为激冷区，固相全为铁素体，奥氏体在远离凝固前沿并在一定过冷度下开始形核。铁素体 /铁素体边界为奥氏体形核的可能点20。奥氏体形核后迅速沿高温区长大直至到达奥氏体 /铁素体平衡。例如，Matsumiya et al.24和Ueshima et al.25利用图6.11所示模型，研究了碳钢和低合金钢， 的溶解物

14、重分配情况，研究发现体系只存在 S / 丫相的转化。模型考虑到所谓固体扩散现象（在固/液界面与S /丫相相界面的溶解物重分配现象） ，并考虑固-液界面的元素（C, Si, Mn , P, S）分配比；每种元素的两固相扩散系数均为温度的函数；液相和 S / 丫相界面的数据。图6.13冷却至1300C时C浓度和冷却率对晶枝间（a） Mn和（b） P浓度的影响19图6.12和图6.13所示为上述研究的结果示意图，考虑的合金元素成分为 0.13wt%C ,1.52wt%Mn和0.016wt%P。结果与实验测量结果拟合度非常好。将分析结果与实验结果结 合分析得P为a -稳定化元素，从树枝晶间向枝晶中心移动。而 Mn为丫 -稳定化元素，从树枝晶中心向晶枝间移动，但移动量相对较小。向树枝晶中心移动的 P量随S + 丫相的冷却率减小而增加（也是 S相生长时间）。当碳 浓度低于0.1%时，晶枝间P和Mn的生长很缓慢，这是因为在碳浓度很低时固相分数随 S -相增加而增加，从而加速 S -相的扩散与再分配（在 S / 丫相转化时刻）。Koseki et al. 27利用相似几何模型，并借助热计算软件、数据包 26建立了 Fe-Cr-Ni亚共时间（s）（a）相分数变化情况（b）凝固路径U6.16 F蹶固模式下,Cr. Hi组分对比C实验值与计算值）