大锻件 第4部分 锻造用钢锭及铸锭技术

第四部分锻造用钢锭及铸锭技术一、 大型钢锭的组织结构及类型1．大型钢锭的组织结构z 激冷层：锭身表面的细小等轴晶区。

厚度仅6~8mm ；因过冷度较大，凝固速 度快，无偏析；有夹渣、气孔等缺陷。

z 柱状晶区：位于激冷层内侧；由径向呈细长的柱状晶粒组成；由于树枝状 晶沿温度梯度最大的方向生长，该方向恰为径向，因此形成了柱状晶区；其凝固速度较快，偏析较轻，夹杂物较少；厚度约50~120mm 。

z 分枝树枝晶区：从柱状晶区向内生长；主轴方向偏离柱状晶，倾斜，并出现 二次以上分枝；温差较小，固液两相区大，合金元素及杂质浓度较大。

z A 偏析区：枝状晶间存在残液，比锭内未凝固的钢液密度小，向上流动，形成A 偏析；在偏析区合金元素和杂质富集，存在较多的硫化物，易产生偏析裂纹。

z 等轴晶区：位于中心部位；温差很小，同时结晶，成等轴晶区。

钢液粘稠， 固相彼此搭桥，残液下流形成V 偏析，疏松增多。

z 沉积锥区：位于等轴晶区的底端；由顶面下落的结晶雨、熔断的枝状晶形成的自由晶组成，显示负偏析；等轴的自由晶上附着大量夹杂物，其组织疏松，且夹杂浓度很大；应切除。

z 冒口区：最后凝固的顶部；因钢液的选择性结晶，使后凝固的部分含有大量的低熔点物质，最后富集于上部中心区，其磷、硫类夹杂物多；若冒口保温不良，顶部先凝固，因无法补缩形成缩孔；质量最差，应予切除。

2． 大型钢锭的类型z 普通钢锭高径比：=+dD H 2 1.8~2.5；通常，10吨以下的钢锭：2.1~2.3，10吨以上的钢锭：1.5~2；锥度：=%100-D Hd 3~4% ； 横断面为8棱角形。

大钢锭为16，24，32棱角。

z 短粗型钢锭高径比： 0.5~2；锥度： 8~12%。

高宽比减小，锥度加大有利于钢锭实现自下而上顺序凝固，易于钢水补缩，中心较密实；有利于夹杂上浮，气体外溢，减少偏析；锭身较短，钢水压力小，侧表面不易产生裂纹；锥度大，易脱模；可增加拔长锻比。

z 短冒口钢锭对于中、低碳钢，中、低合金结构钢的大型空心锻件，可使用普通锭模，但采用短冒口，以减少冒口钢水。

z 细长型钢锭高径比：大于3.5；锥度：5~8%；用于不需镦粗的轴类件，可减少火次，钢锭利用率达70~75%。

z 空心钢锭用于锻造大型筒类、环类等空心锻件，对于容器制造具有重要意义； 在钢锭模内置入薄壁钢管，浇铸后形成空腔；可显著提高钢锭利用率，大幅减少火次；心部冷却速度明显提高，结构致密，偏析减轻。

国内已成功浇成150吨锭。

z多锥度钢锭下部锥度大，中部次之，上部锥度小。

内部较致密。

z电渣重熔钢锭圆截面，小锥度；高径比：约2.5；钢水洁净，组织致密，结构合理；钢锭利用率高；国内已具备浇铸400吨级钢锭的能力。

二、铸锭工艺1．钢水注入钢包，经脱氧后浇注成钢锭的炼钢工序。

2．铸锭中钢液发生的物理化学变化z大气环境下浇注，钢液发生二次氧化，产生氧化物夹杂，吸入水蒸气、氢气。

z钢液与耐火材料接触，形成外来夹杂。

z在钢锭模内完成液态到固态的转变。

z固态钢收缩。

3．普通铸锭法z大气环境浇注。

z大型钢锭普遍采用上注法，钢液飞溅易产生表面气孔，钢锭表面凸凹不平。

z德国梯森·亨利希冶金公司发明下注法，浇注过435吨钢锭，质量高。

z为防止二次氧化，可采用惰性气体保护。

4．真空铸锭法z钢液通过中间包浇入置于真空室钢锭模的方法。

z普通真空铸锭z真空吹氩铸锭z采用除气设备，在浇注中除气。

z避免了二次氧化，减少了非金属夹杂物。

z可利用真空条件下的碳氧反应，进行真空碳脱氧操作，对于低硅的NiCrMo、NiCrMoV钢意义重大，减少夹杂，显著改善偏析，钢锭质量明显提高。

三、大型钢锭的缺陷1．偏析大锻件要求极少的缺陷和性能的均匀化，但铸锭的物理化学过程，特别是选择性结晶的结果，却使缺陷不可避免。

不同元素于不同温度下在固液两相中的溶解度不同，由不同温度梯度形成的结晶差别，凝固过程中的收缩及各种化学反应过程等都将会引起偏析，即成分在宏观、微观区域的不均匀分布。

z A偏析形貌与成分分布：位于分枝树枝晶区和等轴晶区之间。

与半径的比例关系，锭顶部为0.51~0.54，中部为0.38~0.42，底部为0.26~0.28。

纵断面上表现为不连续的八字形条纹，横断面上表现为以同心圆分布的斑点，斑点直径从几毫米到几十毫米。

呈线状。

偏析外侧轮廓清晰平滑，内侧轮廓模糊粗糙。

锭底部细小，顶部粗大。

扫描电镜观察发现。

A偏析线内存在1微米左右的洞穴，密度明显降低。

偏析线处P 、Mn 、Si 、Mo 浓度远大于平均值，而其周围浓度低于平均值，成分偏析特征明显。

形成机理：理论一：A 偏析应在凝固前沿形成，位于固液两相区，该处固相率为30%~35%，是准固相区和准液相区的界面。

理论二：富集溶质的钢液比原始钢液密度小，在凝固前沿上浮，形成偏析线。

偏析线的斜度由上浮速度和凝固前沿推进的径向速度共同决定。

理论三：当以下热力学条件满足时，含碳量为0.7%的钢即形成A 偏析 75.81.1≤⋅R εε---冷却速度；R---凝固前沿的凝固速度。

显然，冷却和前沿凝固速度越低，上式越容易满足，A 偏析越容易产生。

影响因素：化学成分对A 偏析的影响：对于CrNiMo(V)钢，C 、S 、P 在偏析区富集，认为S 是引起偏析的主要原因，要减轻A 偏析，须将S 降至0.002%以下。

Mo 可抑制偏析发生，Mo 钢几乎无偏析。

低Si 钢因凝固前沿的固相率低，枝晶间钢液的密度与原始钢液相差很小，不足以上浮形成偏析。

反之，高Si 则易产生偏析。

凝固速度对A 偏析的影响：钢锭外表面凝固速度快，无偏析现象；随固相线向内推进，凝固速度逐渐降低，当降至0.8mm/min 时，出现A 偏析；进一步向内推进，因纵向凝固速度的影响，疏松尺寸渐大，面积也增加，A 偏析不明显。

对力学性能的影响：偏析区的力学性能明显降低，正火碳钢偏析区与表面区塑性指标 δ、Ψ、αk 的比列于下图。

淬火回火低合金钢偏析区与表面区塑性指标 δ、Ψ、αk 的比列于下表。

由图表可见，偏析区的力学性能均比表面区低；偏析区的横向力学性能比纵向更低；抗拉强度越高，偏析区力学性能降低的幅度越大。

当MPa b 441=σ时，纵向δ、Ψ、αk 分别降低5%、6%、12%，横向δ、Ψ、αk 分别降低20%、25%、70%。

当MPa b 735=σ时，纵向δ、Ψ、αk 分别降低8%、11%、20%，横向δ、Ψ、αk 分别降低31%、43%、29%。

z V偏析形貌：位于上部等轴晶区，但冒口与锭身交接处中心顶部一般无偏析。

成V形条纹，周期性分布。

疏松与空隙与其同时存在，说明它们有共同的形成条件。

属最后凝固的正偏析区。

S化物夹杂富集。

形成机理：实验表明，凝固后期在钢锭上部中心区形成了加速凝固区，因其出现凝固收缩导致了V偏析的产生。

凝固开始时，因钢锭仅受底部冷却的影响，纵向凝固速度较慢。

其后，由于纵向与横向凝固速度叠加的结果，纵向凝固速度加快，凝固曲线出现拐点，形成凝固壳体。

此后，因壳底部加厚，侧面凝固速度成为主要影响因素，从而形成一狭长的U形熔池，底部变尖成V形。

池内为浓缩钢液。

凝固壳内钢液的固相率分布不均，下部大而上部小，当下部钢液顺序凝固时，体积收缩，吸引上部低固相率的浓缩钢液向下流动，填补了下部的凝固收缩间隙，并形成V偏析。

影响因素：主要影响因素是钢锭模的高径比H/D、锥度、冒口的温度等。

高径比H/D越小，横向凝固速度的影响越小，越不容易形成狭长的U形熔池，可减轻或避免V偏析的产生，同时也可减少疏松缺陷。

下图中某110T钢锭高径比H/D为1.06，135T钢锭的H/D为1.41；两者的锥度基本相同。

图中表明，135T 钢锭的横向凝固速度明显大于110T钢锭。

解剖结果表明，135T钢锭的V偏析要严重得多。

钢锭锥度越大越不容易产生V偏析。

实际上当锥度为2%~10%时存在发生V 偏析的可能；当锥度大于25%时，V偏析则不会发生。

锥度过小会阻碍凝固的锭身下滑，甚至可能沿锭肩部撕裂。

冒口温度高有利于形成正的温度梯度，使钢液沿温度梯度方向结晶，可抑制等轴晶的形成及自冒口内下沉，避免V偏析的发生。

对力学性能的影响：V偏析区强度增高，塑性和韧性降低。

碳偏析造成FATT升高。

偏析程度越严重，影响就越大。

V偏析使锻件的均质化处理困难。

热处理难度更大。

z沉积锥的负偏析钢锭底部轴心处溶质浓度低的自由晶区称为沉积区或沉积锥。

沉积锥含有大量的非金属夹杂物，又称夹杂沉积区。

沉积锥底部为柱状晶，上部为等轴晶，呈圆锥台状，上平面中心呈凹形。

形成机理：钢锭顶面下落的结晶雨、侧壁被熔断或折断的枝状自由晶落入底部，形成了含有较多固相颗粒的粘稠区，使夹杂物难以上浮。

由于钢液具有温度差，钢液将形成自然对流，将已上浮的夹杂物带回底部粘稠区，并被阻滞在其中，凝固后形成富集夹杂的等轴晶区。

由于非金属夹杂富集，加之熔断或折断的树枝晶本身部分合金含量也低，即形成负偏析区。

沉积锥合金含量低，以氧化物为主的夹杂物多，应切除，切除率一般为15%，因沉积锥高度不稳定，切除后仍会发现超标夹杂。

采用VCD（真空碳氧反应）法二次炼钢，强化冒口保温措施，采用耐侵蚀的耐火材料可使切除率降低至8%~12%，从而使钢锭的利用率提高至60%。

z微观偏析指枝晶偏析，即枝晶干与枝晶间的成分不均匀现象。

是钢液凝固过程中不可避免的现象。

z偏析的危害，解剖75吨钢锭可见化学成分的不均匀性：最大正偏析在锭身上部的V 偏析内，最大负偏析在底部沉积锥。

C 、S 、P 偏析程度均较大。

C 偏析更易导致热处理工艺制定的困难。

大气浇注与真空浇注相比，前者偏析更严重。

C 在水口端为0.26%，而在在冒口端达0.51%。

热处理时，冒口端可能淬裂，而水口端因冷速不够而不达标。

C 的零偏析点位于锭身的30%处。

偏析率为：CoC C C C min max −=Δ 其它元素的偏析，其偏析率与C 偏析成正比，其中C 、N 、S 偏析最强烈，V 、Sn 、As 、P 、Cu 次之，Si 、Ni 、Cr 、Mo 偏析最轻微。

微观偏析中，P 、S 、C 、Mo 最强烈，Mn 、Si 、Ni 较弱。

危害：加热温度只能取上限。

因各部位成分不同，完成珠光体转变所需时间不同，从十几小时到几十小时。

为保证各部位都实现转变，需延长加热时间。

冒口C 高，有淬裂危险，水口C 低，需加大冷却速度，为保证实现均匀性要求，须在同一锻件上采用不同的回火温度。

偏析区因C 、S 、P 的的富集而脆化，在锻造和热处理时会因拉应力的作用开裂。

H 和夹杂在偏析区富集会加剧脆化倾向。

偏析区的力学性能降低。

z 减轻偏析的措施改进熔炼技术，尽量降低P 、S 含量。

采用VCD 技术及真空浇注技术。

改进锭模形状，控制凝固条件。

加冒口发热剂或用电渣加热冒口。