薄带连铸界面热流研究以及钢带相变与形变过程的原位观察_图文

1、上海交通大学博士后学位论文薄带连铸界面热流研究以及钢带相变与形变过程的原位观察姓名:梁高飞申请学位级别:博士后专业:材料加工工程指导教师:方园;孙坚20070501 析了连铸速度对熔池内流场、温度场的影响以及流场与温度场之间的相互影响,给出了凝固过程中熔池与铸辊之间的热流密度变化趋势及随铸轧速度的变化规律。图16为熔池与铸辊的热流密度从上到下沿接触弧的变化,连铸速度较慢时,熔池与铸辊接触的时间长,铸辊辊面的温度较高。辊面与熔池之间的温度梯度不大,故熔池与铸辊的热交换少,热流密度较小。连铸速度快时,铸辊与熔池的接触时间短,辊面温度较低,故热流密度大。计算结果与Tavares等的试验结果(见图1-

2、2吻合。 图1.4定向凝固模拟器示意图Fig.1-4Schematic representation of the unidirectional solidification assembly(mm图1-5两种工况下钢液玲却基体的换热系数of the metal/coolant heat transfer coefficient for the two experimental cases Fig.1-5Behavior1.2.2界面热流平均换热系数薄带连铸过程中,各接触点换热系数是不同的,在对熔池热传输数学计算过程中,8 后期,胞状平面仍然存在扰动,二次枝晶开始在生长界面前沿出现,并在向液相

3、中快速推进的同时,在侧向发生羊且化,最终发展为枝晶平面。Fe.0.2%C合会的先析出相为d相。其结晶方式、生长界面与Fc一0.83%C合金中的初生T相完全不同。图110表征了胞状d.L界面推进过程中;胞状晶竞争生长的过程。可见,A、B、C均以胞状生长,胞品问距在26120m之间;5S后,胞晶A、C快速生长,粗化明显,而同时介于两者之间的胞晶B开始萎缩。 图I-9Fe.0.83%C合金凝固过程中生长界面的稳定性Fig。19Stability ofgrowth interface during solidification ofFe-0.83%C alloy melt(aplanary-Linte

4、rface.(bperturbationsdeveloping atthe3'-Linterface a5thegrowth ratewas increased,(ccell array formed,(dcoarsening of secondary dendrite奥氏体不锈钢对于钢铁材料凝固中常见的“卜Y包晶反应,Mcdonald掣3骖1J通过比较Fe.C、Fe-Ni、Fe.Cr-Ni合金的凝固过程发现,d/L/7三相交界处的推进速率随着过冷度的增大而提高;反应初期,丫相沿d/L界面生长;Fc.c合金中的丫相生长速率大于Fc.Ni 合金中的T相,而与FeCr-Ni合

5、金中的丫相相当,表明包晶反应率由Ni原子扩散控制。 图1.10Fc-o.2%c合金凝固过程中胞状晶的竞争生长Fig.110Competitiw growth ofcells during solidification ofFe-0.2%C alloy melt(acellular crystals grown。(bthinning of cellular crystal B1.3.2固态相变低碳钢中的d_吖相变与界面稳定性低碳钢d÷吖固态相变过程中,d/T界面的稳定性影响着Y相的形态、分布、数量等,并决定低碳钢的力学性能,因此有必要了解该相变的动力学行为。CSLM原位观

6、察发现15l,d一r相变过程中,丫相优先在d相三叉晶界处形核,初始丫晶体倾向于沿d晶界扩展,从而形成T晶薄片;另外,d一生长界面形态为拇指状,在低过冷度下, d/丫界面沿d晶界推进;而在过冷度较大时,dA界面甚至可以推进至d相基体中。与d一7相变过程完全不同,低碳钢升温过程中,在不存在外部干扰的情况下,Yd 相变中的d/T界面一直保持平面状或者弯曲轮廓。d/丫界面的形态与材料的过热度、d 晶粒大小、d/T界面的迁移速率以及扩散场无关。7一d相交与dT相变中d一界面稳定性的明显差异,主要与溶质原子的热扩散有关,其机理可以借鉴凝固中的经典成分过冷理论予以解释。低碳钢d相的自修复结构在

7、近终形制造工艺中,钢铁材料的双辊薄带连铸一直是冶金界百年来追求的目14 第二章研究方法与擞术路线图像,并且由于其光源为激光,单色性好,成像聚焦后焦深小,纵向分辨率高,可无损地对样品作不同深度的层扫描和荧光强度测量,不同焦平面的光学切片经三维重建后得到样品的三维立体结构。显微成像系统IIJ包括一个高质量的白光显微镜,可以产生彩色视频图像,作为表面检测的辅助手段。当光学显微镜或与CSLM接口的其它表面检测工具搜索到需要检测的区域后,计算机坐标数据文件能自动移动X-Y平台使其到CSLM视场内进行详细观察。Lasertec共焦激光扫描显微镜可提供极大的景深与高分辨率的实时图像,从而原位观测加热(冷却和

8、高温拉伸过程中材料组织的变化。同时,采用声光偏转设备,在高速率扫描获得高质量图像的同时,对样品的热破坏降至最低,同时还提供了慢扫描功能来提高灵敏度。 1.Metallurgy furnace2.Microscope3.Tensile fumace4.Protective air system5.Circularwater system6.Worktahie7.Vacuum pump8.Temperature control system9.Computer10.Tensile control systemmonitor11.Image图2-3宝铜共焦激光扫描显微镜系统组成图CSLM of Ba

9、osteelFig.2-3Arrangement diagram of金相加热炉与拉伸加热炉均采用红外灯管(1.5KW,100V聚焦加热,炉身为椭圆形镜面(镀金密封结构。其中,对于金相加热炉,有效加热区域:夺10x10锄,加热温度范围:5016000C,最大加热速率:300oC/rain;对于拉伸加热炉,有效加热区域:巾10xS0mm,加热温度范围:5012000C,最大加热速率:300oC/min;两炉保温时温度起伏在±1oC之间,由温控系统控制并实时监视。利用温控系统,可以在试验前预先设定材料的加热与冷却曲线,研究加热与冷却速率对材料相变与显微组织演化的影确规律;并可以在整个实验

10、过程中实时监控温度。图像监测系统用于实时观察材料自由面微观组织的变化规律,并输入至微机系统中。微机系统为mM高性能大容量计算机,由于CSLM试验需要将图像连续记录在视频文件中,因此要求微机运算速率较高,存储容量很大,硬盘耗费量为4.7M/s。宝铜股份研究院上海交通大学博士后出站报告保护气系统供应给金相加热炉与拉伸加热炉持续气流,保护气为高纯氩气、氩气+氦气等,具体种类由CSLM试验要求和目的决定。由于CSLM试验大都在高温下进行较长时间,囡j比需要冷却会相加热炉与拉伸加热炉,该工作通过循环冷却水系统完成。拉伸器控制系统设定材料的拉伸速率,结合温控系统,可以测定不同温度、不同拉伸速率下材料的应力

11、.应变曲线,并利用图像检测以及微机系统,原位观察拉伸过程中材料组织的演化。2.2双辊薄带连铸数值模型薄带连铸熔池由两异向旋转的结晶辊、布流器【2】、侧封板包围而成。本文只对熔池建模,如图2-4所示,并作以下假设。(1水口宽度等于铸辊宽度,采用绝热的侧封,故整个结晶辊长度方向上钢水布流均匀且没有沿结晶辊长度方向的流动,将可忽略边缘效应,简化为二维模型;(2钢水在凝固以后,仍然具有流动特性,只是其自身粘度大大增加。这样可以将固体按照流动特性进行分析,而不影响其传热:(3结晶辊附近的钢液与结晶辊无相对运动,换热界面为移动边界,在此界面上施加结晶辊线速率:(4忽略熔体与布流器壁的热量传输;(5忽略Ki

12、ss点至出带口段,轧制对界面热流密度的影响;(6布流器两入口处浇铸温度相同,流体速度对称。 图2-4宝钢双辊薄带连铸熔池示意图Hg.2.4Schematic diagram of the twin-roll strip caster of BaosLcel 第三章薄带连铸熔池铸辊界面热流与凝固组织特征轧制作用,而Tavares等试验中出现的第二峰是由糊状枝晶对凝固壳的压力所致,故该界面传热模拟装置不可能获得双峰现象。操作参数的控制钢液-铜块瞬态接触界面热流密度仅考虑几百毫秒内的数据,并且热流密度在这段时间内变化幅度非常大,因此对试验的精度要求极高。然而,本系统存在许多不确定的环境

13、影响因素,容易对试验的最终结果带来很大的误差。因此,对影响界面热流密度的实验操作因素进行分析研究,量在实现对试验过程的有效控制。(1接触时间铜块与钢水不同接触时间对热流密度的影响,如图3.2所示。可见,随着接触时间的增加,所测定的热流密度逐渐增大,达到最大热流所需的时间为o.5s,这是由于钢液的凝固潜热较大,在极短的接触时间内,铜试样块上的热流没有达到最大值便停止接触。因此,试验中接触时间控制在0.5s左右。 图3-:2接触时间对界面热流密度的影响Fig.3-2Effect ofcontact time on the interface beat flux(2插入深度图3.4为插入深度对热流密

14、度的影响规律。可见,在浅插入时,热流密度很小,而全部插入钢水后,热流密度达到最大值,这是由于当钢液面没有完全浸没铜块时,熟电偶所在的部位不是一维导热,导致两根热电偶直接的温度差交小,从而不能真实地反映出界面的热流密度。在实验过程中为保证获得相同的传热条件,应该将试样块完全浸没于钢液中。 第三章薄带连铸熔澎铸辊界面热流与凝固组织特征因此,图3-9中200ms内的测定数据对于实际工况具有参照意义。(2过热度图3.10为在0.116%Si硅钢在不同过热度下,距离界面O.5mm处的热电偶所测定的温度曲线。可见,虽然钢液过热度存在很大差异,但升温曲线基本相同,表明过热度对界面热流密度没有影响。3.1.2

15、铜片系统图3.加过热度对界面热流密度的影响规律Fig.310Effect of superheating oilthe interface heat flux铜块系统可以定性得到工艺参数对界面热流密度的影响规律,但不能得到定量结果。为此,本节设计了可以测定界面热流密度的铜片系统,结构示意图如图2.2(b所示。集总参数法当固体内部的导热热阻远小于表面的换热热阻时,固体内部的温度趋于一致,可以认为整个固体在同一瞬间均处于同一温度下。各点温度仅是时间的一元函数而与坐标无关,固体原来连续的质量和热焓可汇总于一点,具有一个温度值。这种忽略物体内部热阻的方法称为集总参数法。由式(3.6可得:

16、残。生兰(3.121/h式中,d为铜片厚度。可见,研可反映固体内部单位导热面积上热阻与单位表 面积上换热热阻(即外部热阻之比。历越小,意味着内部热阻越小或外部热阻越 第三章薄带连铸熔池喵辊界面热流与凝固组织特征图3.14薄带连铸AISl304不锈钢界面热流密度Fig.3-14Interface heat flux ofstrip castAISl304stainless steel calculated3.2.2薄带连铸凝固与组织特征二图3.15为宝钢薄带连铸三角熔池的组织形貌。由宏观形态可见,沿钢液.铸辊界面,在点A(2/3左右之前凝固壳非常薄,点A之后界面处出现明显的凝固壳,微观组织表明凝

17、固壳为柱状晶层。因此,双辊薄带连铸过程中,凝固壳并非均匀生长,而在界面处存在临界点,超过该点后凝固壳突然增厚。图3.15薄带连铸三角熔池组织Fig.315Morphologyofthetrmglemeltpoolofstrip casting40宝钢股份研究院上海交通大学博士后出站报告图316为薄带连铸流场与温度场分布图。可见,薄带连铸过程中,在熔池下部存在两个涡流区,铸辊表面处的钢液分两路:一部分继续向出带口运动,另一部分则自下而上运动。薄带凝固组织的很多特点都与涡流区息息相关。熔池为三角状,越向下双辊之间熔池越小,并且多余的钢液以涡流方式返回至熔池上方,总体热容量快速下降,钢液快速凝固、增厚,因此,凝固壳生长存在一临界增厚点,如图3.15所示。 图3.16薄带连铸流场与温度场分布Fig.316Fluid and temperature fields ofstrip casting另外,由图3.15可见,左侧凝固壳明显厚于右侧壳。实际生产过程中,两结晶辊以及通水措施的设计完全相同,因此可以认为冷却能力相同。对于两侧凝