Микронеоднородность металлов и сплавов

Ершов Г.С., Позняк Л.А.
Металлургия, 1985 г.

Ссылка доступна только зарегистрированным пользователям.
МОДИФИЦИРОВАНИЕ СТАЛИ В ПРОЦЕССЕ РАЗЛИВКИ
 
Автор работы [99] предлагает повысить однородность стали посред­ством совместного введения в жидкую сталь модификаторов и затравки в виде раздробленной стружки. Лучше всего модификаторы и затравку добавлять в изложницы непосредственно перед заполнением их металлом.
Весьма интересные, на наш взгляд, данные приводит автор о влиянии затравки и модификаторов на дегазацию стали [99].
Практика показала малую эффективность вакуумирования стали в ковше и усложнение при этом процесса разливки металла в изложницы из-за остывания металла в процессе вакуумирования в ковше. Вместе с тем известно, какое большое влияние оказывают газы на развитие микронеоднородности в металлах и сплавах.
В.Е. Неймарк с сотрудниками для более полной дегазации расплав при вакуумировании подмораживали снятием напряжения с печи, но при последующем расплавлении и разливке в слитках образовалось еще большее количество сотовых пузырей. Только после третьего подмо­раживания и расплавления сотовые пузыри отсутствовали.
Результаты этих экспериментов объясняются тем, что при наличии в расплаве твердой фазы газы находятся уже не в атомарном, а в моле­кулярном состоянии, что значительно уменьшает работу образования газовых пузырьков на границе фаз. Б.А. Баум показал, что процесс мо-лизации атомов растворенных в стали газов является лимитирующим в процессе их удаления из металла.
После однократного подмораживания и расплавления количество растворенного газа в стали уменьшается, а количество газа в виде пу­зырей увеличивается. Мелкие пузыри, находящиеся под гидростатическим давлением, запутываются в расплаве и плохо удаляются. При разливке металла в вакууме гидростатическое давление в струе  уменьшается и пузырьки, увеличиваясь в размере, частично эвакуируются. Оставшиеся в расплаве мелкие пузырьки вытесняются фронтом кристаллизации, об­разуя сотовые пузыри на периферии и в центре слитка. Последователь­ное подмораживание и расплавление дает возможность освободиться от газовых пузырей в слитке. Влияние подмораживания на дегазацию железа видно из приведенных в табл. 23 данных.
 
Таблица23. Влияние подмораживания на содержание газов в железе
 
 
 
 
Обработка
Общее содер­жание газов, см3/100 г
 
Содержание газов,
%
О2
H2
N2
Без подмораживания
31,3
0,022
0,0017
0,010
Первое подмораживание
11,6
0,005
0,0003
0,001
Третье подмораживание
8,4
0,003
0,0002
0,003
Пятое подмораживание
7,3
0,002
0,0002
0,001
 
 
Таким образом, после подмораживания чистого железа в вакуумной индукционной печи общее содержание газов уменьшается с 31,3 до 11,6 см3 /100 г, третье подмораживание приводит к еще большему сни­жению газов (8,4 см3/100 г), а при пятом подмораживании интенсив­ность дегазации несколько ослабевает.
Снижение общего содеражния газов сопровождалось существенным повышением пластических свойств легированных сталей, что видно из приведенных в табл. 24 данных.
 
Таблица24. Пластические свойства сталей  с разным содержанием газов
 
Сталь
Общее содержание
газов,
см2/100 г
Содержание газов, %
δ, %,
при температуре, °С
О2
H2
N2
20
1100
Н42
94,3
0,066
0,0002
0,001
33,0
65,5
18,0
0,006
0,0004
0,001
41,7
85,6
Н29К18
56,8
0,035
0,0004
0,004
34,4
35,8
23,0
0,007
0,0001
0,001
43,5
107,9
НВ3
12,8
0,003
0,0004
44,6
54,2
6,4
0,002
0,0003
-
57,6
101,5
Х20Н80
79,0
0,014
0,002
0,046
12,6
36,0
7,2
0,001
0,0002
0,004
40,7
76,0
 
Примечание. Числитель — обычная выплавка, знаменатель — в вакууме.
 
Итак, вакуумная выплавка сталей в лабораторных индукционных печах с подмораживанием оказывает большое влияние на дегазацию и повышение свойств металла. Однако подмораживание расплава в пе­чах большой емкости сильно увеличивает длительность плавки.
Результаты по подмораживанию позволили предположить, что столь же эффективными должно быть непосредственное введение твердой фазы в расплав в виде затравки. Во время вакуумирования в 60-кг индукционной печи сплава нимоник вводили через дозатор-затравку в виде листовой обрези в количестве 1,5 % к массе плавки. В момент введения затравки в расплаве кипение значительно усиливалось и мо­ментально прекращалось после ее расплавления. Анализ газов показал, что количество кислорода при обработке расплава затравкой уменьши­лось более чем в два раза по сравнению с обычным вакуумированием. При введении затравки в расплав работа образования зародышей газо­вых пузырьков значительно понижается, поэтому они возникают не только на зеркале металла, но и объеме расплава.
Затравку из стали 17ГС вводили в количестве 0,2 % в изложницу при разливке нераскисленной стали 40ХН. Даже в таком малом коли­честве затравка позволила полностью устранить сотовые пузыри.
Н.С. Крещановский и М.Ф. Сидоренко показали, что модификаторы церий и кальций дегазируют сталь Х15Н25МЗВЗТЮ:
В.Е. Неймарк исследовал влияние  различных добавок на  структуру излома слитков диаметром 50 мм сталей 40, ЗОХГС, 35ХМ, 40ХН, склон­ных к образованию грубой столбчатой структуры. В слитках без добавок столбчатые кристаллы в большинстве случаев достигали центра слитка. Максимальная толщина их на периферии составляла около 2 мм. Вве­дение добавок оказывало влияние на изменение толщины и длины столб­чатых кристаллов. В.Е. Неймарк исследовал влияние бора, титана, цир­кония, ванадия и алюминия на процессы кристаллизации и перекристал­лизации стали 40. Бор в количестве 0,003-0,004 % приводит к получе­нию равноосной мелкой структуры. С увеличением концентрации бора до 0,01 % столбчатые кристаллы снова появляются  и становятся более толстыми. Такое же влияние оказывает и ванадий при концентрациях, примерно на порядок больших, чем бор. Воздействие добавок титана имеет несколько иной характер: происходит постепенное измельчение структуры слитка при увеличении концентрации титана до 03 %· До­бавки циркония слабо влияют на структуру слитка.
Добавки 0,03-0,10 % алюминия не оказали влиянияна структуру излома стали ЗОХГС и 35ХМ. Кальций в количеств 0,2-0,3% способ­ствовал уменьшению столбчатой зоны и измельчению центральной зоны в слитке стали 35ХМ. Наибольшее влияние на структуру стали ЗОХГС оказала добавка кальция 0,1 % - уменьшилась зона столбчатых кристаллов и величина зерна в центре слитка. Такое воздействие оказы­вает кальций на сталь 40ХН.
 
 
Ce  или Са, %.....
0
О,1 Ce
0
0,05Са
О2,%
0,00711
0,00235
0,0159
0,0081
Ν2,%
 
0,0249
0,0206
0,0294
0,0251
Н2,см3/100г
6,48
5,30
8,01
6,35
 
В.Е. Неймарк исследовал влияние присадок циркония на дегазацию стали Х27:
 
 
Zr, %
0
0,05
0,08
О2,%
0,074
0,045
0,007
Ν2,%
 
0,045
0,030
0,018
Н2,%
0,0004
0,0004
0,003
 
 
При добавках титана в количестве 0,08-0,10 % столбчатые кристаллы в слитках 35ХМ и ЗОХГС становятся тоньше, а 0,15 % титана снова при­водят к их утолщению. В стали 40ХН добавки титана в количестве 0,08-0,10 % измельчают зерно, а 0,15 % титана укрупняют его. Введе­ние ниобия в количестве 0,03; 0,05; 0,08 и 0,10 % постепенно умень­шают толщину столбчатых кристаллов в стали ЗОХГС. Влияние ниобия на структуру слитка 35 ХМ наблюдается при несколько больших концентрациях. Добавки ниобия в количестве 0,03 и 0,05 % предотвратили образование столбчатых кристаллов в слитках 40ХН.
 
Цирконий в количестве 0,08-0,10 % устраняет столбчатую зону в ста­лях 35ХМ и 40ХН. а при концентрации 0,2 % цирконий не оказывает влияния на структуру этих сталей.
Ванадий в количестве 0,05-0,20 % способствует уменьшению длины столбчатых кристаллов и появлению равноосных мелких зерен в стали 35ХМ. Такие же добавки ванадия в сталь 40ХН способствуют укруп­нению столбчатой структуры.
 
Добавки титана в количестве 0,07-0,15 % уменьшают толщину столб­чатых кристаллов в слитке 40ХГ сечением 80 X 120 мм, а также в не­прерывном слитке сечением 150X480 мм из стали 20. Модификаторы воздействуют на измельчение структуры слитка более интенсивно при низкой температуре, что связано с особенностями структуры жидкой стали. В слабо перегретом расплаве благодаря большой упорядочен­ности и длительности жизни микрогруппировок адсорбция модифици­рующих атомов может происходить активнее, чем при значительном перегреве расплава. В условиях, когда структура ближнего порядка жидкости наиболее сходна со структурой кристалла, при благоприят­ном соотношении сил межатомной связи чужеродные атомы, встраи­ваясь в координационную сферу, способствуют подготовке микрогруп­пировок к образованию зародышей в переохлажденном расплаве.
 
В свете этих представлений В.Е. Неймарк приводит наиболее вероят­ный механизм влияния бора на структуру слитка стали 40. При введении бора в количестве, несколько превышающем предел растворимости в твердом растворе (0,003-0,004 %), он адсорбируется на докритических зародышах, понижая поверхностное натяжение на их границе с переохлаж­денным расплавом, способствуя тем самым образованию критического зародыша при малых переохлаждениях. По мере обогащения границы раздела адсорбированным бором рост зародыша ограничивается, коли­чество центров увеличивается и структура слитка измельчается. Увели­чение содержания бора до 0,01 % приводит к тому, что на докритических зародышах адсорбируется слой, обогащенный атомами бора, который затрудняет образование зародышей аустенита критического размера, и структура слитка не измельчается. По существу бор в таких коли­чествах уже не является растворимым модификатором и не оказывает влияния на структуру слитка. Повышение концентрации бора до 0,05-0,08 % приводит даже к укрупнению структуры за счет связыва­ния им примесей, обычно тормозящих рост зерна в немодифицированном расплаве. Такая стадия воздействия бора и других модификаторов известна в литературе под термином "перемодифицирование".

Явление перемодифицирования, обнаруженное многими исследова­телями, свидетельствует о том, что процессы, происходящие при моди­фицировании и легировании, имеют различную природу. Поэтому нельзя согласиться с некоторыми авторами, отождествляющими термины мо­дифицирования и микролегирования.