Микронеоднородность металлов и сплавов

Ершов Г.С., Позняк Л.А.

Металлургия, 1985 г.

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

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

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.

В.Е. Неймарк исследовал влияние присадок циркония на дегазацию стали Х27:

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.