浅析连铸工艺对优质碳素钢铸坯质量的影响.pdf

为了降低铸坯中心 C 偏析，切实提高优质碳素钢铸坯质量，着重分析了连铸工艺的影响，并且跟踪热轧盘条性能优化情况。研究结果表明，在拉速 2.3 m/min 以及过热度介于 2035条件下，中心疏松以及碳偏析等性能都1 级，中心 C 偏析控制范围在 1.031.11。在工艺完善之后，控制良好，制成工业线材，满足质量计划要求。产品经使用之后，达到拉丝生产标准，质量得以显著提高。文章先对优质碳素钢进行概述，然后对连铸工艺优化进行了分析，最后探讨了连铸工艺对高碳钢性能影响验证，以供相关人员研究参考。关键词：过热度；拉速；优质碳素钢；铸坯；连铸工艺作者简介：孙亚峰（1994），男，河南三门峡人，主要研究方向：钢铁冶金，精炼。根据碳含量差异可以把碳素钢分成多种碳钢，比如高、低碳钢。对于高碳钢来讲，因为含碳量0.6%，有着温度区间较大等特征。在制作高碳钢期间，基于过热度及拉速条件，中心 C 偏析控制有一定波动，同时在加热期间无法消除，给力学性能及网碳带来不良影响。伴随产品质量要求提高，使用期间，拉拔后期可能形成断口。线材要求非金属元素较少，能够基于热处理加强，常常用在比较重要的零件，属于一种机械生产用钢。为确保高碳钢质量，处理铸坯中心疏松等不足，对线材遗传性研究已是一项重要课题。产品在试用期间，在拉丝到 2.2mm 时，可以达到使用需要，拉丝至 2mm 以下时，发生断裂问题，给使用带来影响。通过研究，造成断裂的因素主要是偏析偏高，铸坯中心 C 难以完全扩散造成。1优质碳素钢概述1.1定义钢中存在碳、硅、锰等合金元素之外，没有其它合金元素。对于优质碳素钢，需要确保化学构成与力学性能。通常情况下，杂质元素含量低于 0.035%，需要将杂质元素的含量控制低于 0.03%，就是高级优质钢；如果磷控制低于 0.025%、硫控制低于 0.02%，就是特级优质钢。针对残余合金元素，含量通常控制在铬臆0.25%、镍0.3%、铜0.25%。锰含量达到 1.4%，就是锰钢。优质碳素钢是基于调整含碳量来优化力学性能，所以结合含碳量高低，可以分成：低碳钢，含碳量通常低于0.25%；中碳钢，含碳量通常处于 0.25%0.6%的范围；高碳钢，含碳量通常超过 0.6%咱1暂。通常不用来生产钢管，从本质上来讲，含碳量不存在明显界限。这一类钢产量较高，应用较广，通常轧制为钢管、型材等。常常用于生产机械零部件、管道等。按照使用需要，有时需进行热处理。1.2分类根据含碳量差异可以分成多类：低碳钢，碳含量不超过 0.25%；中碳钢，碳含量介于 0.25%0.6%；高碳钢，碳含量超过 0.6%。根据含锰量差异可以分成两组，一是正常含锰量，二是较高含锰量，相比之下，第二组有着较好的性能。2连铸工艺优化分析为提高铸坯质量，控制线材性能，将高碳钢 60#生产当作研究对象，改善连铸工艺，设置成分、工艺及制作路径，实施工业化生产试验咱2暂。2.1高碳钢成分设计和生产控制按照成分设计要求开展生产，对 3 炉 60#钢进行试验探究，成分设计和实际控制数据如表 1 所示。表 1成分设计和生产控制率对比N/ppm48%44%47%C0.6%0.61%0.6%Si0.22%0.22%0.23%Mn0.65%0.64%0.65%P0.018%0.017%0.017%S0.007%0.007%0.08%炉号2320炉2321炉2322炉2.2连铸工艺设计按照试验方案，根据设计开展高碳钢生产，以下是具体方案：（1）2320 炉号：方案 1，拉速 2.1m/min，中包温度1504，液相线温度 1469，过热度 35；方案 2，拉速2.1m/min，中包温度 1499，液相线温度 1469，过热度 30；方案 3，拉速 2.1m/min，中包温度 1494，液相线温度 1469，过热度 25。（2）2321 炉号：方案 4，拉速 2.3m/min，中包温度155冶金与材料第 43 卷1504，液相线温度 1469，过热度 35；方案 5，拉速2.3m/min，中包温度 1499，液相线温度 1469，过热度 30；方案 6，拉速 2.3m/min，中包温度 1494，液相线温度 1469，过热度 25。（3）2322 炉号：方案 7，拉速 2.5m/min，中包温度1504，液相线温度 1469，过热度 35；方案 8，拉速2.5m/min，中包温度 1499，液相线温度 1469，过热度 30；方案 9，拉速 2.5m/min，中包温度 1494，液相线温度 1469，过热度 25。2.3生产工艺流程先进行铁水预处理，完成转炉之后，进入氩站，然后是精炼，接着进入连铸机，最后是铸坯。3连铸工艺对高碳钢性能影响验证按照设计要求，开展低倍及偏析测试，对中心偏析等开展跟踪，验证影响。3.1高碳钢铸坯低倍测试测试结果表明，拉速 2.1m/min 及 2.3m/min 时较好，中心疏松及偏析等都是一级，有效控制缩孔等，在拉速到 2.5m/min 时裂纹是 1.5 级，指标控制良好。3.2高碳钢铸坯中心碳偏析检测偏析使用 9 点取样法，通过钻头钻取屑样，借助碳硫仪测试碳含量。测试结果表明，拉速 2.1m/min，过热度35时，偏析结果是 1.11，过热度是 30时，偏析结果是 1.1，过热度是 25时，偏析结果是 1.07，伴随温度下降，在 2.1m/min 拉速条件下性能优化显著；拉速2.3m/min 及 2.5m/min 时，中心 C 偏析都小于等于 1.08，达到质量计划要求。结合偏析结果研究，拉速介于2.32.5m/min 之间时，伴随拉速提高偏析呈现降低态势，一样拉速情况下，过热度 2535范围，伴随温度下降，偏析下降显著。偏析检测结果如表 2 所示。表 2中心碳偏析测定方案方案1方案2方案3方案4方案5方案6方案7方案8方案9铸坯中心0.680.660.650.640.630.620.650.630.63均值0.610.60.60.590.590.60.610.60.61C偏析结果1.111.11.081.081.071.031.071.051.033.3力学性能具体控制情况使用方案生产的高碳钢 60#铸坯，通过若干工序后制作的线材成品，力学性能达到设计标准，以下是力学性能实际控制情况：抗拉强度标准要求 880980MPa，断面收缩率标准要求逸40%，伸长率标准要求逸18%，力学性能控制情况如表 3 所示。表 3力学性能控制情况拉拉强度/MPa928934933943930941断面收缩率/%474949504850伸长率/%192019201920炉号2320炉2321炉2322炉3.4热轧盘条中心偏析及索氏体化率检测结果使用方案生产的铸坯，通过轧制后制作的盘条中心有着黑点，偏析评级最高值都是 1.0，达到质量计划3 级标准；金相组织大部分是索氏体组织，按照标准，测试结果 2.5 级是 80%索氏体化率，方案检测结果都逸80%，达到质量计划标准咱3暂。表 4 是热轧盘条中心偏析及索氏体化率检测结果。表 4实际检测结果方案123456789中心偏析1级1级1级1级1级1级1级1级1级索氏体化率80%85%85%85%85%90%85%85%90%3.5金相检测使用方案 2 与方案 5 制作的铸坯，生产的盘条开展金相检测，结果表明，方案 3 金相组织大部分是索氏体组织，有着马氏体组织，相比之下，方案 6 组织控制较好，只有着少许的马氏体组织。3.6夹杂物测试结果使用方案生产的 3 炉铸坯，对线材开展非金属夹杂检测，结果表明，最高等级是一级，标准要求1.5 级，控制较好，达到质量计划标准，夹杂物检测结果如表 5所示。3.7产品使用跟踪使用改善之后的工艺开展高碳钢生产，过热度控制均值 28，拉速 2.3m/min，经过使用跟踪，拉丝规格在 2mm 之上时，断裂比例下降 50%，达到规格 2mm 拉丝生产标准，产品质量得以显著提高。4结论低倍测试结果表明，拉速 2.1m/min 及 2.3m/min 时较好，中心偏析及疏松等都是一级，缩孔等控制较好，（下转第159页）156第 8 期（上接第156页）表 5夹杂物检测炉号2320炉2321炉2322炉测定结果A细系1、A粗系0，B细系0、B粗系0，C细系0、C粗系0，D细系0.5、D粗系0，DS为0A细系1、A粗系0，B细系0、B粗系0，C细系0、C粗系0，D细系0.5、D粗系0，DS为0A细系1、A粗系0，B细系0、B粗系0，C细系0、C粗系0，D细系0.5、D粗系0，DS为0在拉速为 2.5m/min 钟时裂纹是 1.5 级，基于现有工艺及设备条件，伴随拉速提高裂纹呈现恶化态势；在拉速2.1m/min，过热度 35时，偏析结果是 1.11，过热度30m/min 时，偏析结果是 1.1，过热度是 25m/min 时，偏析结果是 1.07；拉速 2.3m/min 及 2.5m/min 时，中心 C 偏析都小于等于 1.08，拉速提高有助于偏析质量优化；综上检测结果分析，选择使用 2.3m/min 拉速及过热度30生产工艺，线材质量较佳，跟踪拉丝情况，断裂比例降低 50%之上，经工艺改善后生产的产品达到质量计划及使用需要。参考文献1 周滨新，张康晖，马建超，等.70钢小方坯芯部质量优化 J.中国冶金，2021，31（1）：42-45.2 侯自兵，徐瑞，常毅，等.高碳钢连铸方坯拉坯方向偏析C元素分布的时间序列波动特征 J.金属学报，2018，54（6）：851-858.3 桂仲林，张正林，王向红.高碳硬线钢小方坯末端电磁搅拌工艺实践 J.上海金属，2016，38（3）：48-52.选用的工艺参数，具体包括：钢液的特性、挤压力大小、金属液的粘度和金属与颗粒之间的接触角。而接触角一定程度上决定着浸渗时间，浸渗时间越久，浸渗深度也就越大。通过分析发现，Al2O3p/钢铁复合材料存在问题的主要原因：一是相对单一的浸渗机制上严重降低了复合材料的浸渗速度和深度；二是 Al2O3颗粒和钢铁的界面一般都是机械结合，导致复合材料宏观力学性能差。所以，如何优化制备工艺以及提高 Al2O3颗粒和钢铁的界面结合强度始终是急需解决的，复合材料的润湿和浸渗理论研究更需进一步的突破。5展望Al2O3p/钢铁基复合材料存在着采用常规铸造法制备困难、界面结合比较弱、力学性能比较差等问题，所以如何制备 Al2O3p/钢铁基复合材料，提高 Al2O3颗粒和基材界面之间结合的强度，增强其性能是一个重要研究方向。目前，就复合材料界面方面主要有以下几种方法，一是在增强颗粒表面进行镀层，二是在基体中添加活化元素，使之能与增强颗粒发生反应，三是原位反应自生成增强相，四是给预制体中添加活化物质，用以促使基体与增强颗粒界面进行结合。陶瓷颗粒增强钢铁基复合材料本身具有陶瓷材料高硬度特性、高耐磨以及金属本身的高强度、良好韧性及塑性，普遍成为国内外科学研究领域以及产业化方面关注的重点之一。尤其是在高端制造领域，陶瓷颗粒增强钢铁基复合材料的应用越来越广泛，成为了国家重点发展的战略性新兴产业之一。参考文献1赵散梅.陶瓷颗粒增强高铬铸铁基表层复合材料的制备与磨损性能研究 D.长沙：中南大学，2012.2陈维平，杨少锋，韩孟岩.陶瓷/铁基合金复合材料的研究进展 J.中国有色金属学报，2010，20（2）：257-266.3王恩泽，郑燕青，邢建东，等.铸渗法制备颗粒增强钢基复合材料的研究 J.复合材料学报，1998，15（2）：12-17.4范守宏.喷吹弥散法制取钢基/Al2O3复合材料的研究 J.中国铸造装备与技术，2006，41（3）：42-44.5 牛朝东，葛彪，贾善顺，等.Al2O3/Fe复合材料的制备及微观组织 J.煤炭技术，2006，25（3）：7-9.6 蒋业华，温放放，刘光亮，等.一种蜂窝状陶瓷-金属复合材料 立 磨 磨 辊 制 备 方 法.中 国，CN201410610883.8P.2017.05.31.7 蒋业华，温放放，刘光亮，等.一种蜂窝状陶瓷-金属复合材料磨损性能的检测装置及检测方法，中国，CN201510231688.9P.2015.05.08.8 孙建荣.熔体原位合成法制备TiC颗粒增强钢基复合材料显微组织及性能研究 D.南京：东南大学，2001.9 符寒光，李明伟，张轶.原位合成颗粒增强钢基复合材料轧辊研究 J.钢铁钒钛，2005，26（4）：34-38.10 熊光耀，郑美珠，赵龙志.铸造法制备金属基复合材料的研究现状 J.铸造技术，2011，32（4）：563-565.余晶：浅谈 Al2O3p/钢铁基复合材料的研究现状及展望159