О формировании поперечных трещин на поверхности непрерывнолитых заготовок, отливаемых из перитектических марок сталей

Тип работы:
Реферат
Предмет:
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

Серiя: Техшчш науки ISSN 2225−6733
ЛИВАРНЕ ВИРОБНИЦТВО
УДК 621. 746. 62:669. 189
© Скребцов А. М. 1, Федосов А. В. 2, Пащук Д. В. 3, Качиков А. С. 4
О ФОРМИРОВАНИИ ПОПЕРЕЧНЫХ ТРЕЩИН НА ПОВЕРХНОСТИ НЕПРЕРЫВНОЛИТЫХ ЗАГОТОВОК, ОТЛИВАЕМЫХ ИЗ ПЕРИТЕКТИЧЕСКИХ МАРОК СТАЛЕЙ
Рассмотрены механизмы образования поперечных трещин на поверхности непре-рывнолитых заготовок в интервале температур разливки. Проведен анализ факторов, оказывающих существенное влияние на трещиночувствительность сталей перитектического класса. Предложен ряд общих рекомендаций по уменьшению вероятности образования поверхностных трещин.
Ключевые слова: непрерывнолитой слиток, перитектическое преобразование, поверхностная трещина, граница зерна, относительное удлинение, неметаллические включения.
Скребцов О. М., Федосов А. В., Пащук Д. В., Качиков А. С. Про формування попе-речних трщин на поверхш безперервнолитих заготовок, що вiдливаються з пе-ритектичних марок сталей. Розглянуто мехатзми утворення поперечних трщин на поверхт безперервнолитих заготовок в rnmepeani температур розливання. Проведено анал1з факторiв, що роблять iстотний вплив на трiщиночутливiсть сталей перитектичного класу. Запропоновано ряд загальних рекомендацт щодо зменшен-ня ймовiрностi утворення поверхневих трщин.
Ключовi слова: безперервнолитий злиток, перитектичне перетворення, поверхне-ва трщина, кордон зерна, вiдносне подовження, неметалевi включення.
О.М. Skrebcov, A. V. Fedosov, D. V. Paschuk, A.S. Kachikov. On formation of transverse cracks on the strand surface of peritectic steels. Based on the analysis of the extensive literature a mechanism for the formation and development of transverse cracks on the surface of slab billets of cast peritectic steels has been displayed. Hot cracking of the complex properties of cast steel — crystallization temperature range, the casting shrinkage, strength and ductility at high temperatures. Pequliarities of steel ingots peritectic solidification in the crystallizer can give rise to a number of weakened localities («healed» hot microcracks «hooks», metal in the form of coarse oscillation marks), which in their turn act as nuclea-tion transverse cracks nucleation. Analysis of the various mechanisms of the formation of the transverse surface cracks made it possible to offer a series of recommendations to reduce the probability of fracturing: a) to optimize the chemical composition of the steel in order to obtain the lowest possible temperature end S-y conversion in the range of existence of the single-phase austenite region existence, b) to minimize the content of harmful impurities (sulfur phosphorus, nitrogen, non-ferrous metals) in the molten steel and alloying elements, the presence of which negatively affects the mechanical properties of the steel at high temperatures- c) to provide a stable heat removal from the crust of the ingot that does not make it possible to form coarse macrogranular structure- g) to provide the conditions for the formation of large inclusions and uniform distribution in the matrix metal- d) to prevent deformation of continuous casting at temperatures with lower plastic properties.
1 д-р техн. наук, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
2 канд. техн. наук, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
ведущий инженер, ПАО «МК «Азовсталь», г. Мариуполь
4 аспирант, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь, aleksej. sergeevich@, mail. ги
Серiя: TexHI4HI науки ISSN 2225−6733
Keywords: continuous cast ingot peritectic transformation, surface cracking, grain boundary, the elongation, non-metallic inclusions.
Постановка проблемы. Повышение качества непрерывнолитых заготовок за счет уменьшения поверхностных и внутренних трещин — одна из важнейших задач снижения себестоимости металлопродукции и повышения ее конкурентоспособности. Эта проблема сохраняет актуальность благодаря непрерывному повышению требований к качеству продукции, что требует от исследователей поиск новых решений и более глубокого изучения процессов формирования непрерывнолитых заготовок.
Анализ последних исследований и публикаций. За последние 30 лет вопросу повышения качества поверхности непрерывнолитого металла посвящен большой объём исследований. При этом отдельное внимание уделяется проблеме образования поперечных, в том числе угловых, трещин.
Ряд работ [1, 2] направлен на создание конструкций слябовых кристаллизаторов с улучшенной формой поперечного сечения. Для этого углы кристаллизатора выполняют с закруглениями или фасками, что позволяет формировать равномерное тепловое поле по периметру затвердевающей корочки заготовки и существенно улучшить качество ее макроструктуры.
В работе [3] решается задача разработки режимов охлаждения ЗВО МНЛЗ с целью оптимизации теплового состояния металла кромок слябовых заготовок в районе загиба и разгиба ручья МНЛЗ. Показано, что применение мягких режимов охлаждения кромок слябовых заготовок позволяет уменьшить пораженность поверхности слябов поперечными ребровыми трещинами до 30%.
В работе [4] подробно рассмотрен вопрос о влиянии химического состава перитектиче-ских марок сталей на качество отливаемых из них слябов. В работе приводятся рекомендации по корректировке химического состава сталей в пределах марочного, позволяющие уменьшить объём зачистки слябов. Так, изменение содержания углерода с 0,13−0,14% до 0,11−0,12% приводит к увеличению объёма зачистки до 1,5 раз. Отношение Mn/S также имеет оптимальное значение, при котором наблюдается минимальный объём зачистки слябов.
Таким образом, решения, применяемые для уменьшения пораженности поверхности слябов поперечными трещинами, охватывают всю технологическую цепочку производства непре-рывнолитых заготовок, что свидетельствует о комплексном характере рассматриваемой проблемы. Поиск новых решений или усовершенствование уже применяемых подходов требует глубокого анализа механизма формирования и развития поперечных трещин на поверхности слябовых заготовок.
Цель статьи — сформировать феноменологическую модель формирования и развития поперечных трещин на поверхности слябовых заготовок, отливаемых из перитектических марок сталей.
Изложение основного материала. Трещины, в процессе непрерывной разливки, могут образовываться в достаточно широком температурном диапазоне. Начиная с момента формирования жесткого кристаллического каркаса при доле твердой фазы 0,7−0,9 (в зависимости от химического состава стали) и заканчивая температурами завершения полиморфных превращений. Однако, в зависимости от температуры, механизмы образования трещин существенно отличаются. Выделяют, как минимум, два интервала повышенной трещиночувствительности, в пределах которых могут действовать четыре механизма трещинообразования.
Первый, верхний температурный интервал хрупкости находится в области температуры солидус и характеризуется низкими значениями прочности и пластичности кристаллического каркаса. В этом интервале даже небольшие растягивающие усилия могут приводить к нарушению сплошности металла и формированию «горячих» трещин. Последние часто формируются по ослабленным границам зерен или дендритов. Далее, являясь концентраторами напряжений, они могут развиваться, поражая поверхность слитка. По результатам металлографических исследований поверхность трещин, имеющих выход наружу, сильно окислена, а металл возле трещины сильно обезуглерожен.
Из опыта литейного производства известно, что образование горячих трещин зависит от комплекса свойств разливаемой стали — температурного интервала кристаллизации, литейной усадки, прочности и пластичности в областях высоких температур [5]. Этот комплекс свойств в
В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХШЧНОГО УН1ВЕРСИТЕТУ 2015р. Серiя: Техшчш науки Вип. 31
ISSN 2225−6733
первую очередь определяется химическим составом стали, при этом наибольшее влияние оказывает содержание серы, фосфора и углерода.
График влияния углерода на трещиночувствительность металла представлен на рисунке 1 в сопоставлении с высокотемпературным участком диаграммы железо-углерод [5]. Трещино-чувствительность выражается в виде расчетных величин полного относительного удлинения и его пластической составляющей [6] и в виде экспериментальных точек, отражающих условный индекс трещинообразования. Экспериментальные данные получены в условиях непрерывной разливки слябовых заготовок на ПАО «МК «Азовсталь» [7].
Рис. 1 — Трещиночувствительность стали в зависимости от содержания углерода
Из графиков видно, что максимум трещиночувствительности приходится на стали пери-тектического класса с содержанием углерода 0,17−0,20%. Следует отметить, что в работах разных авторов пиковые значения трещиночувствительности приходятся на различное содержание углерода в стали, но в целом охватывают диапазон от 0,1 до 0,2% [6, 8−10]. Это связано с отличием методик проведения экспериментов и различным содержанием примесей и легирующих элементов в испытуемых образцах, что приводит к дрейфу эвтектической точки. Тем не менее очевидно, что основной причиной повышения трещиночувствительности сталей с содержанием углерода в рассматриваемом диапазоне является перитектическая реакция.
Из диаграммы железо-углерод (рисунок 1) перитектическая реакция 5 ^ у) без остатка жидкой фазы протекает в интервале содержания углерода от 0,10 до 0,18%. В области температуры перитектического превращения могут существовать три фазы L + 5 + у, ниже этой температуры происходит трансформация 5-железа в у-железо в полностью затвердевшем состоянии. Полиморфное превращение из объёмоцентрированной структуры 5-железа в гране-центрированную у-железа сопровождается резким уменьшением объема, что значительно увеличивает величину термических напряжений и, как следствие, увеличивается трещиночувстви-тельность стали. Однако, 5 — у трансформация имеет место в полностью затвердевшем металле и при содержании углерода менее 0,10%. Следовательно, проблема повышенной трещиночув-ствительности перитектических сталей связана не только с собственно полиморфным превра-
Серiя: Технiчнi науки ISSN 2225−6733
щением, а, в большей степени, с температурной областью протекания этого превращения. Из диаграммы железо-углерод, хорошо видно резкое увеличение температур начала и конца 5 — у преобразования и приближение их значений к температуре солидус при увеличении содержания углерода до значений 0,18%. При содержании углерода в пределах 0,10−0,18% С 5 — у трансформация происходит в трехфазном состоянии ^ + 5 + у), то есть в области верхнего температурного интервала хрупкости, характеризующегося минимальной прочностью твердого кристаллического каркаса. На рисунке 2 наглядно представлено резкое уменьшение как пластических, так и прочностных свойств стали в области температур солидус. Таким образом, в основе первого механизма формирования трещин сталей перитектического класса лежит сочетание высоких значений напряжений, возникающих в результате резкого изменения объёма при 5 — у преобразовании, и низких механических свойств затвердевающей стали в области температуры солидус.
холодные горячие трещины
Рис. 2 — Обобщенная схема зависимости показателей прочности ов и пластичности е стали от температуры
Одним из возможных методов уменьшения трещиночувствительности перитектических сталей является управление температурным интервалом 5 — у преобразования, максимум ширины которого приходится на содержание углерода 0,10%. Это воздействие осуществимо посредством корректировки химического состава стали. Однако такое воздействие строго ограничено марочными диапазонами содержания химических элементов. Несмотря на это, в ряде работ представлены результаты успешного проведения экспериментов по корректировке состава сталей [4, 11, 12].
Влияние серы связано с образованием легкоплавких сульфидов, которые распределяются по границам зерен, и могут находиться в жидком состоянии при температурах ниже температуры солидус стали (рисунок 3). Жидкая сульфидная пленка ослабляет межзеренные связи структуры металла, создавая условия для более легкого разделения соседних зерен по их границам под действием растягивающих усилий. Это является причиной образования трещин по второму механизму.
Легкоплавкая составляющая может находиться в жидком виде при относительно низких температурах (температура плавления FeS составляет 1195 °C, а оксисульфидный расплав об-
Серiя: Техшчш науки ISSN 2225−6733
разует эвтектику с температурой затвердевания ~ 985 °С), тем самым существенно расширяя диапазон верхнего, высокотемпературного интервала хрупкости. В связи с этим, серу стараются связать в соединения с температурой плавления выше, чем температура ликвидус стали. Так, например, марганец образует сульфид MnS с температурой плавления 1615 °C, кальций — CaS с температурой плавления 2525 °C. Содержание десульфуратора в стали должно обеспечивать максимальную полноту связывания содержащейся в стали серы для минимизации объема жидкой эвтектики, выделяющейся по границам зерен затвердевшей стали. Рекомендуемые соотношения Mn/S и Ca/S для перитектических сталей имеют значения более 150 и 0,25 соответственно [4].
Тем не менее, концентрация серы на границе зерен может в несколько раз превышать ее концентрацию в жидкой стали [6], что может быть причиной локального необеспечения рекомендованных соотношений. Это происходит в результате ликвации под воздействием последовательного уменьшения предела растворимости серы больше на всем этапе охлаждения стали. Так, растворимость серы в 5 железе (0,18%) в три раза выше, чем в у железе (0,05%) [13], что создает условия для дополнительного выделения серы по границам уже сформированных зерен, претерпевающих полиморфное превращение. В результате доля легкоплавких сульфидов и оксисульфидов железа в меж-зеренной составляющей может увеличиваться.
Очевидно, что чем больше температура протекания полиморфного превращения, тем больше вероятность присутствия жидкой прослойки, обволакивающей зерна металла. В этом отношении наиболее неблагоприятно выглядят стали перитек-тического класса, в которых полиморфное превращение происходит в области температур со-лидус, причем, чем выше температура завершения 5 — у преобразования, тем больше вероятность формирования и объем жидкой прослойки. В соответствии с диаграммой на рисунке 1 наиболее неблагоприятным является состав стали с содержанием углерода 0,18%, что хорошо согласуется с положением максимума и минимумов на графиках трещиночувствительности.
Данные, представленные в литературе [10, 14, 15], часто демонстрируют существенное различие уровней трещиночувствительности для сталей одинакового химического состава при различной интенсивности деформации. Эффект повышения предела прочности стали при увеличении скорости деформации в процессе испытания образцов на растяжение хорошо известен металлургам. Увеличение скорости деформации снижает ползучесть по границам зерен и инициирует процесс динамической рекристаллизации. Кроме того уменьшается соотношение скорости коалесценции микропустот, образовавшихся под воздействием растягивающих напряжений, и собственно скорости деформации. Эта тенденция просматривается до температур, близких к температуре солидус, однако, с увеличением температуры степень влияния скорости деформации заметно уменьшается, поэтому существенное различие уровней трещиночувстви-тельности для сталей с подобным химическим составом не может быть объяснено только влиянием скорости деформации [10].
В более поздних работах [16−18] показана большая структурочувствительность механических свойств стали в области высоких температур. Изменение микроструктуры стали оказывает существенное влияние как на общий уровень, так и на баланс ее прочностных и пластических характеристик. Уменьшение размеров зерен в равноосной структуре металла повышает его пластические свойства, обеспечивая благоприятные условия для развития деформации по механизму проскальзывания по границам зерен без изменения их формы. Увеличение дисперсности дендритной структуры приводит к росту прочностных и уменьшению пластических характеристик, что связано с ограничением подвижности зерен и увеличению поверхности контакта по их границам. Кроме того, и в первом и во втором случае увеличение дисперсности со-
Рис. 3 — Поверхности трещины, сформированной в области температур солидус- включения на поверхности — сульфиды [6]
Серiя: Технiчнi науки ISSN 2225−6733
провождается увеличением площади межзеренных границ, по которой распределяется легкоплавкая составляющая. Тем самым создаются условия для уменьшения толщины ее слоя, увеличения площади стыков между зернами и, соответственно, усиления межзеренных связей. Так критерием прочности структуры стали в твердожидком состоянии и при условии наличия жидкой легкоплавкой составляющей может быть количество и общая площадь стыков между зернами, а также возможная текстура — преобладающая кристаллографическая направленность растущих зерен [16]. Кроме того, увеличение количества и площади границ зерен способствует процессам их миграции и динамической рекристаллизации, благодаря чему может происходить изоляция микротрещин, релаксация напряжений и рассеивание дефектов кристаллической решетки. Управление микроструктурой стали является еще одним рычагом воздействия на процессы образования и развития поверхностных трещин.
Хорошо известно, что в процессе непрерывной разливки перитектических сталей формируются крупные зерна аустенита, с наличием которых связывают образование поверхностных трещин. Размер зерен литой структуры зависит от следующих ключевых факторов: количества и скорости роста зародышей твердой фазы и скорости коалесценции зерен в твердой фазе. К управляющим воздействиям относятся: величина теплового потока от фронта кристаллизации, состав жидкой стали и характер охлаждения твердого сплава.
Максимальные значения теплового потока наблюдаются в кристаллизаторе МНЛЗ в районе мениска жидкой стали. Это обеспечивает формирование равноосной мелкодисперсной корковой зоны слитка. Далее по мере роста корочки увеличивается ее тепловое сопротивление, что приводит к уменьшению теплоотвода от фронта кристаллизации и укрупнению микроструктуры металла. Однако в реальных условиях разливки достижение монотонно убывающего теплового потока и равномерного роста корки стали по высоте кристаллизатора является непростой задачей. Причиной этому является ряд технологических особенностей. Одной из них является проблема зазора между формирующейся корочкой стали и рабочей поверхностью кристаллизатора. В результате термической усадки твердой оболочки слитка может происходить увеличение этого зазора вплоть до образования газового зазора, наличие которого резко ухудшает условия теплообмена. Разливка перитектических марок стали в отношении последнего факта имеет характерную особенность. Формирование структуры более плотно упакованного и прочного аустенита в области температуры солидус увеличивает термическое сжатие оболочки слитка и способствует раннему и сильному увеличению зазора в кристаллизаторе МНЛЗ. В свою очередь это приводит к ухудшению теплообмена и замедлению роста твердой фазы. При дальнейшем продвижении слитка в кристаллизаторе зазор между поверхностями теплообмена уменьшается за счет конусности его рабочих стенок и условия теплообмена улучшаются. Наличие такого колебания теплового потока от корочки, безусловно, вносит вклад в формирование грубой крупнозернистой структуры в районах углов слитков. Минимизация данного негативного воздействия обеспечивается равномерным контактом между поверхностями теплообмена на протяжении всей высоты кристаллизатора. Достигается это посредством применения узких стенок кристаллизатора с переменной конусностью [19], либо тщательным подбором составов шлакообразующих смесей [20].
Еще одной причиной образования крупных зерен в корковой зоне непрерывнолитых заготовок является процесс «залечивания» микротрещин. При вытягивании слитка из кристаллизатора на формирующуюся твердую корочку воздействуют силы трения переменного направления, периодически создавая в ней напряжения растяжения. Эти напряжения могут являться причиной образования внутренних микротрещин в области высокотемпературного интервала хрупкости. Наиболее вероятно эти трещины получают развитие в направлении уменьшения прочности твердой корки — фронта кристаллизации. При выходе трещины в область с жидким металлом она может быть заполнена им. Так происходит процесс «залечивания». Однако, по данным микроисследований, металл, заполнивший такую трещину, имеет ферритное строение с наличием цепочки сульфидных включений [5]. Данные участки характеризуются пониженной прочностью, что увеличивает вероятность повторного образования трещин под воздействием растягивающих механических или термических напряжений. Формирование ослабленных участков структуры металла также может происходить и в области мениска жидкой стали. Тонкий кончик затвердевающей корочки стали в районе мениска может изгибаться внутрь слитка. При этом часть его оплавляется, а часть остается вмороженной в продолжающую рост корку слитка.
Серiя: Технiчнi науки ISSN 2225−6733
Участки металла с такой структурой называют «крюками». Отмечается различная интенсивность их изгиба. Чем больше изгиб крюка, тем вероятнее образование ослабленной структуры в его области [21]. Кроме того, при сильном изгибе корки может происходить затягивание жидкой ШОС в кристаллизующийся объем стали, что фактически нарушает сплошность структуры и в дальнейшем приводит к формированию дефектов в заготовках и в готовом прокате [21]. Таким образом, технологические аспекты затвердевания стали в кристаллизаторе МНЛЗ оказывают ключевое воздействие на первичную структуру поверхностных слоев заготовок.
Химический состав стали существенно влияет на способность к коалесценции зерен ау-стенита и формирование грубой, крупнозернистой структуры. В отношении содержания углерода важно отметить, что наличие в перитектических сталях 5-феррита или жидкой фазы тормозит рост зерен аустенита в процессе перитектического превращения в 5 + у или L + у двухфазных областях. Благодаря этому быстрый рост зерен у-фазы в высокотемпературной области отмечается сразу после окончания превращения в однофазную у-область при температуре Ту (рисунок 1) [17].
На диаграмме железо-углерод, максимум значений Ту приходится на содержание углерода 0,18%. В этом случае отмечается наибольший температурный интервал существования однофазной области аустенита, расширенный в область температур солидус. При этом рост зерен аустенита начинается при более высоких температурах. Учитывая то, что подвижность их границ находится в прямой зависимости от температуры, средняя скорость роста зерен будет максимальной. Кроме этого, при равноценных условиях охлаждения, увеличивается общее время роста зерен — время пребывания металла в высокотемпературной области. Следовательно, для уменьшения вероятности образования крупных зерен аустенита необходимо минимизировать температуру начала роста зерен аустенита — Ту. Уменьшение и увеличение содержания углерода относительно перитектической точки приводит к резкому уменьшению температуры Ту, однако возможность для такой оптимизации ограничивается пределами марочного диапазона.
Вторая температурная область пониженных пластических свойств металла располагается в широком интервале температур 600 1100°С. Трещины образованные в «низкотемпературной» области часто называют «холодными» (рисунок 2). Формируются и развиваются они в зоне вторичного охлаждения МНЛЗ (ЗВО). В отличие от «горячих», поверхность таких трещин, как правило, частично окислена, а металл возле трещины слабо обезуглерожен. Внутренний конец трещины либо не окислен, либо имеет следы слабого окисления [14]. Наиболее вероятным и часто обсуждаемым участком образования «холодных» трещин в ЗВО является участок разгиба непрерывнолитых заготовок. В этой зоне помимо термических напряжений на поверхностные слои металла заготовки со стороны малого радиуса ручья действуют механические растягивающие напряжения, вызванные процессом выпрямления. Несмотря на небольшую степень деформации, порядка 2−3%, вероятность образования трещин на поверхности слитка значительно возрастает, если процесс разгиба протекает в низкотемпературной области хрупкости. В связи с этим, режимы охлаждения в ЗВО рассчитываются с тем, чтобы в зоне разгиба температура поверхности заготовок была вне значений нежелательного интервала хрупкости.
Совокупность рассмотренных в статье механизмов представляет собой модель формирования трещин в области высокотемпературного интервала хрупкости применительно к условиям разливки перитектических сталей на установках МНЛЗ. При этом, несмотря на то, что был затронут большой объем воздействующих факторов, по многим из них требуется проведение более детального анализа с целью выявления их взаимосвязей и количественного воздействия на вероятность трещинообразования.
Выводы
1. Совместный анализ диаграммы железо-углерод и графика трещиночувствительности позволил выделить в качестве ключевого фактора, определяющего повышенную трещиночувстви-тельность перитектических сталей, температуру завершения 5 — у превращения. Чем ближе данная температура к температуре солидус, тем выше вероятность образования горячих трещин.
2. Особенности затвердевания слитков из перитектических марок сталей в кристаллизаторе МНЛЗ могут приводить к образованию различного рода ослабленных участков структуры («залеченные» горячие микротрещины, «крюки», металл в области грубых меток качания) которые в свою очередь выступают в качестве зародышей поперечных трещин. Располагаются
Серiя: TexHI4HI науки ISSN 2225−6733
эти зародыши на небольшой глубине от поверхности. В дальнейшем, в ЗВО МНЛЗ достаточно невысоких напряжений для образования подповерхностных микротрещин и их раскрытия. Это позволяет говорить о большой роли технологических условий затвердевания стали в кристаллизаторе МНЛЗ в вопросе формирования как «горячих» так и «холодных» трещин.
3. Анализ различных механизмов образования поперечных поверхностных трещин позволил предложить ряд рекомендаций по уменьшению вероятности их образования:
— оптимизировать химический состав стали с целью получения минимально возможных температур завершения S — у превращения и интервала существования однофазной области ау-стенита-
— минимизировать содержание вредных примесей (сера, фосфор, азот, цветные металлы) в жидкой стали и легирующих элементов, наличие которых отрицательно сказывается на механических свойствах стали при высоких температурах-
— обеспечить стабильный теплоотвод от корочки слитка, не допускающий формирования грубой крупнозернистой структуры, при этом важно минимизировать величины вторичных ра-зогревов в верхних секциях ЗВО-
— обеспечить условия для формирования крупных неметаллических включений и равномерного их распределения в матрице металла-
— не допускать деформацию непрерывнолитой заготовки в области температур с пониженными пластическими свойствами.
Список использованных источников:
1. Вдовин К. Н. Тепловая работа узких медных стенок кристаллизатора МНЛЗ со вставками / К. Н. Вдовин // Труды XIII конгресса сталеплавильщиков. — Москва-Полевской, 2014. -C. 321−325.
2. Белый В. А. Перспективы совершенствования формы сечения непрерывнолитой заготовки / А. В. Белый // Сталь. — 2008. — № 9. — C. 24−27.
3. Цупрун А. Ю. Уменьшение пораженности поверхности слябов ребровыми трещинами за счет разработки рациональных режимов вторичного охлаждения / А. Ю. Цупрун // Металлург. — 2013. — № 9. — C. 65−70.
4. Носоченко О. В. Качество непрерывнолитых слябов перитектического состава / О.В. Носо-ченко // Сталь. — 2012. — № 3. — C. 12−15.
5. Василевский П. Ф. Технология стального литья / П. Ф. Василевский. — Москва: Машиностроение, 1974. — 406 с.
6. Brimacombe J.K. Crack formation in the continuous casting of steel / J.K. Brimacombe, K. Sori-machi // MTB. — 1977. — Vol. 8, № 2. — P.p. 489−505.
7. Исаев О. Б. Разработка комплекса технологических мероприятий для улучшения качества поверхности непрерывнолитых слябов высокопрочных перитектических марок стали / О. Б. Исаев // 50 лет непрерывной разливке стали в Украине. — Донецк: Ноулидж, 2010. -C. 147−164.
8. Xia G. Why are some peritectic steels susceptible to surface cracking formation for the continuously cast slab / G. Xia // 6th European Continuous Casting Conference. — Riccione, Italy, 2008. -P. Paper-22.
9. Presoly P. Identification of Defect Prone Peritectic Steel Grades by Analyzing High-Temperature Phase Transformations / P. Presoly, R. Pierer, C. Bernhard // Metallurgical and Materials Transactions. — 2013. — № 44(12). — P.p. 5377−5388.
10. Флендер P. Образование внутренних трещин в непрерывнолитых заготовках / Р. Флендер, К. Вюнненберг // Черные металлы. — 1983. — № 23. — C. 24−32.
11. Стивен Г. Д. Влияние характеристик выплавки и разливки на горячую пластичность балочной, сортовой и слябовой заготовки из ниобийсодержащих сталей / Г. Д. Стивен // Известия ВУЗов. Черная металлургия. — 2011. — № 9. — C. 13−20.
12. Чичкарев Е. А. Повышение качества непрерывнолитых заготовок из перетектических марок стали за счет совершенствования технологии разливки / Е. А. Чичкарев // Инновационные технологии внепечной металлургии чугуна и стали. — Донецк: ДонНТУ, — 2011. — C. 241−248.
13. Лапотышкин Н. М. Трещины в стальных слитках / Н. М. Лапотышкин, А. В. Лейтес. — Москва: Металлургия, 1969. — 112 c.
Серiя: Техшчш науки ISSN 2225−6733
14. Crowther D.N. The Effects of Microalloying Elements on Cracking During Continuous Casting / D.N. Crowther // Proceedings of the international symposium 2001 on Vanadium application technology. — Beijing, China, 2001. — P.p. 99−131.
15. Influence of Strain Rate on Hot Ductility of a V-Microalloyed Steel Slab / S. Gro? eiber [et al.] // Steel research international. — 2012. — Vol. 83. — Issue 5. — P.p. 445−455.
16. Огородникова О. М. Прогнозирование кристаллизационных трещин в стальных отливках / О. М. Огородникова, С. В. Мартыненко, В. М. Грузман // Литейное производство. — 2008. -№ 10. — C. 29−34.
17. Chen L. Effects of Second Phase Particle Dispersion on Kinetics of Isothermal Peritectic Transformation in Fe-C Alloy / L. Chen // ISIJ International. — 2012. — Vol. 52. — № 3. — P.p. 434−440.
18. Kato T. Improvement of hot shortness and prevention of transverse improvement of hot shortness and prevention of transverse cracking by slab surface microstructure control / T. Kato // 4th European Continuous Casting Conference. — Birmingham, United Kingdom, — 2002. — P.p. 849−857.
19. Бердников С. Н. Совершенствование конструкции узких стенок кристаллизаторов слябовых МНЛЗ / С. Н. Бердников // Сталь. — 2012. — № 2. — C. 92−95.
20. Экхардт Д. Выбор шлакообразующих смесей для непрерывной разливки углеродистой стали / Д. Экхардт, Д. Бехманн // Сталь. — 2008. — № 11. — С. 19−22.
21. Sengupta J. A new mechanism of hook formation during continuous casting of ultra-low-carbon steel slabs / J. Sengupta // Metall and Mat Trans A. — 2006. — Vol. 37. — № 5. — P.p. 1597−1611.
Bibliography:
1. Vdovin K.N. The thermal operation of narrow copper walls of the mold caster with inserts / K.N. Vdovin // Proceedings of the XIII Congress of Steelmakers. — Moscow-Polevskoy, 2014. — P.p. 321−325. (Rus.)
2. Belyy V.A. Prospects for improving the cross-sectional shape continuous casting / V.A. Belyy // Steel. — 2008. — № 9. — P.p. 24−27. (Rus.)
3. Suprun A. Yu. Reducing contamination of the surface of the slab rib fractures due to the development of rational modes of secondary cooling / A. Yu. Suprun // Metallurg. — 2013. — № 9. -P.p. 65−70. (Rus.)
4. Nosochenko O.V. The quality of continuously cast slabs of peritectic composition / O.V. Noso-chenko // Steel. — 2012. — № 3. — P.p. 12−15. (Rus.)
5. Vasilevskiy P.F. The technology of steel castings / P.F. Vasilevskiy. — Moscow: Mashinostroenie, 1974. — 406 p. (Rus.)
6. Brimacombe J.K. Crack formation in the continuous casting of steel / J.K. Brimacombe, K. Sori-machi // MTB. — 1977. — Vol. 8, № 2. — P.p. 489−505.
7. Isaev O.B. Develop a set of technological measures to improve the quality-tion surface of the continuously cast slabs of high peritectic steels / O.B. Isaev // 50 years of continuous casting of steel in Ukraine. — Donetsk: Noulidzh/ - 2010. — P.p. 147−164.
8. Xia G. Why are some peritectic steels susceptible to surface cracking formation for the continuously cast slab / G. Xia // 6th European Continuous Casting Conference. — Riccione, Italy, 2008. -P. Paper-22.
9. Presoly P. Identification of Defect Prone Peritectic Steel Grades by Analyzing High-Temperature Phase Transformations / P. Presoly, R. Pierer, C. Bernhard // Metallurgical and Materials Transactions. — 2013. — № 44(12). — P.p. 5377−5388.
10. Flender R. Education Wunnenberg internal cracks in continuous casting / R. Flender, K. Vyun-nenberg // Ferrous metals. — 1983. — № 23. — P.p. 24−32. (Rus.)
11. Stiven G.D. Effect of the characteristics of melting and casting the hot ductility Baloch-term, of slab and profiled steel billet niobium / G.D. Steven // Proceedings of the universities. Ferrous metallurgy. — 2011. — № 9. — P.p. 13−20. (Rus.)
12. Chichkarev E.A. Improving the quality of cast billets from peretekticheskih steels by improving the technology of casting / E.A. Chichkarev // Innovative technologies ladle metallurgy of iron and steel. — Donetsk: DonNTU. — 2011. — P.p. 241−248. (Rus.)
13. Lapotyshkin N.M. The cracks in steel ingots / N.M. Lapotyshkin, A.V. Leites. — Moscow: Metal-lurgiya. 1969. — 112 p. (Rus.)
14. Crowther D.N. The Effects of Microalloying Elements on Cracking During Continuous Casting /
Серiя: Техшчш науки ISSN 2225−6733
D.N. Crowther // Proceedings of the international symposium 2001 on Vanadium application technology. Beijing, China, — 2001. — P.p. 99−131.
15. Influence of Strain Rate on Hot Ductility of a V-Microalloyed Steel Slab / S. GroBeiber [et al.] // Steel research international. — 2012. — Vol. 83. — Issue 5. — P.p. 445−455.
16. Ogorodnikova O.M. Prediction crystallization-tion of cracks in steel castings / O.M. Ogorodnik-ova, S.V. Martynenko, V.M. Grusman // Foundry. — 2008. — № 10. — P.p. 29−34. (Rus.)
17. Chen L. Effects of Second Phase Particle Dispersion on Kinetics of Isothermal Peritectic Transformation in Fe-C Alloy / L. Chen // ISIJ International. — 2012. — Vol. 52. — № 3. — P.p. 434−440.
18. Kato T. Improvement of hot shortness and prevention of transverse improvement of hot shortness and prevention of transverse cracking by slab surface microstructure control / T. Kato // 4th European Continuous Casting Conference. — Birmingham, United Kingdom, — 2002. — P.p. 849−857.
19. Berdnikov S.N. Improving the design of the narrow walls of the mold slab caster / S.N. Berd-nikov // Steel. — 2012. — № 2. — P.p. 92−95. (Rus.)
20. Eckhardt D. Selection of slag-forming mixtures for the continuous casting of carbon steel / D. Eckhardt, D. Behmann // Steel. — 2008. — № 11. — P.p. 19−22. (Rus.)
21. Sengupta J. A new mechanism of hook formation during continuous casting of ultra-low-carbon steel slabs / J. Sengupta // Metall and Mat Trans A. — 2006. — Vol. 37. — № 5. — P.p. 1597−1611.
Рецензент: В.Г. Ефременко
д-р техн. наук, проф., ГВУЗ «ПГТУ»
Статья поступила 10. 04. 2015
УДК 669. 187. 2
© Скребцов А. М. 1, Хлестов В. М. 2, Качиков А. С. 3, Проценко Д. Н. 4
АНОМАЛЬНОЕ ПОВЕДЕНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ СТАЛИ В НАСЛЕДСТВЕННОЙ СТРУКТУРЕ ТВЕРДОГО МЕТАЛЛА ПРИ ПЛАВКЕ ЕГО В ЭЛЕКТРОПЕЧИ
Обнаружено, что при плавке стали в электропечи действие компонентов расплава на наследственную структуру затвердевшего металла зависит от атмосферы печи (окислительной или восстановительный). Элементы, расширяющие области существования у-фазы железа в окислительный период плавки, уменьшают количество феррита в структуре затвердевшей стали. Те же элементы в восстановительный период плавки действуют в том же направлении, но значительно слабее.
Ключевые слова: элемент, сталь, у-фазы, а-фазы, феррит, перлит.
Скребцов О. М., Хлестов В. М., Качшов О. С., Проценко Д. Н. Аномальна поведтка легуючих елементiв cmaMi в спадковш cmpyKmypi твердого металу при плавц його в електропеч1 Виявлено, що при плавц стал1 в електропеч1 д1я компонент1 В розплаву на спадкову структуру затвердтого металу залежить в1д атмосфери печ1 (окисног або в1дновлювальний). Елементи, що розширюють област1? снування у-фази зал1за в окислювальний пер1од плавки, зменшують кшьюсть фериту в структурi затвердыог стал1. Ti ж елементи у в1дбудовний пер1од плавки дтть в тому ж напрямку, але значно слабше.
Ключовi слова: елемент, сталь, у-фази, а-фази, ферит, перлт.
1 д-р техн. наук, профессор, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
2 канд. техн. наук, доцент, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
3 аспирант, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь, aleksej. sergeevich@mail. ги
4 аспирант, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой