中心偏析

中心偏析（精选6篇）

中心偏析 篇1

1 概况

锦屏二级水电站闸门吊耳后翼缘板与闸门的顶梁后翼缘板 (板厚均为36 mm, 材质为Q345C, 横焊工位) 焊接完毕后, 探伤结果显示在焊缝中心处深度约18 mm左右存在通条超标缺陷 (焊缝全长3 000 mm) , 后进行了一次返修检测结果依旧, 且基本都位于距焊缝上边缘6 mm处, 深度仍然位于18 mm左右, 处于母材区域, 遂考虑到是否母材自身存在问题。将缺陷部位局部刨开后, 发现母材存在问题, 焊接工作已经无法继续。

上述情况出现后, 闸门制作厂家派专人到现场察看并制定焊接工艺, 要求施工人员严格执行, 24 h后探伤, 结果与前面一致。

2 相关无损检测方式原理、偏析的概念及影响

2.1 无损检测基本原理

UT (直) :探头发射的纵波垂直于检测表面, 若检测部位存在异质界面, 则有缺陷回波产生被探头接收而显示相关波形。

UT (斜) :探头纵波转换成横波后, 从斜侧穿透焊缝, 当内部存在异质界面时声波被反射回来并被探头接收从而在示波屏上显示相关波形。

MT:当检测部位存在表面或近表面异质界面, 则会产生磁堆积形成磁痕显示。

PT:若检测部位存在表面异质界面, 渗透剂通过毛细作用被吸附出来形成色差明显的显像对比。

TOFD:检测部位内部若存在异质界面, 其尖端衍射信号在示波屏上显示二维图像。

2.2 偏析的概念及其影响

偏析是指沿一定方向结晶过程中, 在一个区域范围内, 由于结晶先后不同而出现的成分差异。固溶体宏观偏析的出现, 是由于凝固时液-固界面向液体中推进, 在液相和固相内熔质原子重新分布造成的。一般来说, 中心偏析当应力大时在板坯中会生成中心线裂纹, 在不受应力状态, 明显中心偏析也会使偏析区碳浓度突然增加。在热轧或其他加工条件下, 该处产生马氏体相变, 或由于相变温度的偏差和淬透性的不同, 该处成为淬火开裂、软点和异常变形的根源, 且在偏析带中硫、磷等杂质或非金属夹杂物也多, 也可能成为其他缺陷的发源地。

3 无损检测方式及检测范围

根据现有的无损检测设备 (UT、MT、PT、TOFD) , 对焊缝及焊缝附近母材做了相关检测。

3.1 母材检测 (纵波UT)

检测范围:3 000 mm×600 mm, 以焊缝为底长边;扫查方式:全面扫查。

3.2 TOFD检测

检测范围:跨焊缝及靠近焊缝边缘沿焊缝长度方向各检测400 mm, 垂直于焊缝方向距母材边缘500 mm两端各检测600 mm (共6张图谱) 。扫查方式:平行+非平行扫查。

3.3 磁粉检测

检测范围:吊耳母材端头, 检测长度100 mm, 以及在焊缝刨开部位抽检200 mm。

3.4 渗透检测

检测范围:同磁粉检测。

4 检测结果对比及原因分析

图1为母材端头磁粉检测, 图2为目视缺陷所在位置, 图3为TOFD焊缝附近钢板检测, 图4为母材超声波 (纵波) 检测。

从上述各种检测可以看出, 在母材厚度方向中心均存在缺陷, 深度基本相同, 磁粉和渗透检测面与TOFD检测面相垂直, 将两者缺陷范围相联系, 则构成一个长方形的面积形缺陷。

从磁粉检测可以发现厚度中心方向有白色带状组织, 判断其为夹杂物, 一般情况下不会有此物质存在。而夹杂物中存在较多的硫、磷等非金属物质, 其磁导率小于其两侧正常母材的磁导率, 导致磁粉颗粒在夹杂物两侧堆积, 所以颜色对比较明显, 说明母材存在异质界面。渗透检测结果表明钢板厚度方向中心部位存在细微间隙 (包括夹杂物内自身间隙以及夹杂物与其两侧间隙) , 而渗透材料颗粒尺寸小于间隙尺寸, 渗入间隙后通过毛细作用被显像剂吸附出来使异质界面部位显示呈红色。TOFD (衍射时差法) 检测结果表明在钢板中心部位存在一层异质界面 (夹杂物) , 其与母材压合较为紧密, 但是异质界面与正常母材声阻抗、晶粒尺寸及密度有一定差异, 探头所发出的大部分声波能够量绕过异质界面到达母材底面, 少部分声波能量在异质界面产生衍射信号被探头接收, 从而在TOFD图谱上既有底面反射波, 也有缺陷波。虽然缺陷波信号较为微弱, 但缺陷波相位与直通波相反, 且有长度显示, 线条匀直, 仍然可以较容易判别, 中心无缺陷的母材TOFD检测未发现有反射信号。

可以看出, 刨开后可以看见明显的缺陷, 呈直线型而非锯齿形, 不具备裂纹特征, 深度与各种检测方式所显示的深度相吻合, 其所处范围已经在母材内约10 mm。此缺陷在刚刚刨开后尚不明显, 放置5 d后缺陷特征更为明显。

通过上述无损检测方式的对比及查阅相关文献资料, 认为母材存在偏析, 其直接干扰了焊缝UT检测, 产生了误判结果。因此, 可以认为, 超声波 (横波) 缺陷反射波幅是由于母材被反复加热 (焊接、气刨) 、冷却后由于热胀冷缩作用母材中心偏析夹杂物与母材金属逐渐脱离, 并在熔合线处构成了反射条件, 从而使反射声波被探头接收产生缺陷回波。

钢材中心偏析和夹渣来源于钢的冶炼和浇注过程。钢材轧制完成后, 存在于中心的夹渣和成分偏析用超声波探伤 (斜射波) 难以发现, 焊接后, 在板厚方向上形成一定的拉伸应力。由于疏松中夹渣和基体结合力小, 在焊接应力作用下发生脱离, 当进行超声波检验时, 就出现可以探测到波峰。较严重的组织偏析在某种受力情况下易引起分层缺陷或具有分层倾向。

上述几种检测方式都能够检出钢板中心部位的缺陷, 但是其中TOFD不能够作为对钢板的评判标准, 仅能够作为参考, 目前国内还没有针对钢板检测的标准。超声波 (纵波) 检测标准为GB/T2970-2004, 但是根据标准对其进行评级判别为合格 (1级) 。磁粉 (JB/T6061-2007) 和渗透 (JB/T6062-2007) 均是按照焊缝标准进行检测 (焊缝金属和每侧各10 mm距离的邻近母材金属) , 从钢板端头母材处均有明显的较长长度的线状缺陷显示, 若按照上述标准判别, 其已经超出评级范围, 为最低级别。该问题后经专家组经过讨论研究后制定了相应的补强措施。

由于焊接超声波探伤要求严于钢板的要求, 因此, 制订与该钢焊接接头相同要求的钢板超声波探伤标准, 可以有效防止在存在相同缺陷下, 钢板探伤标准合格, 而焊接接头探伤标准不合格的怪现象, 从而使用户减少吃哑巴亏。

5 结语

1) 常规无损检测方式可以检测出较严重的中心偏析。

2) 焊缝探伤不合格是由母材存在自身缺陷 (偏析) 引起, 与焊缝本身质量无关。

3) 熔合区域的母材若存在较严重的偏析, 就会对焊接产生一定的影响, 甚至会进一步导致母材开裂, 对产品质量产生严重的影响。

中心偏析 篇2

目前,连续铸钢技术已在特殊钢领域得到广泛的应用。在质量控制方面,钢液的散热、冷却、凝固可调可控,但也带来了温度场、流场不利于夹杂物上浮和定向凝固和糊状区凝固等控制难题。使用连铸方法生产的轴承钢等特殊钢铸坯存在较严重的中心偏析和疏松。解决轴承钢等钢种的连铸坯中心偏析已成为连铸前沿技术重要课题之一。

江阴兴澄特种钢铁有限公司(以下简称“兴澄特钢”)二分厂采用转炉→精炼→真空脱气→连铸工艺生产GCr15轴承钢,连铸过程采用了全过程控氧技术、渣-夹杂物-钢液相平衡的控制技术、中间包冶金、电磁搅拌、轻压下等技术,获得的GCr15轴承钢连铸坯碳偏析指数已经达到世界先进水平。

1 轻压下原理

轻压下的原理如图1所示。轻压下主要是通过在连铸坯液芯末端附近施加压力,产生一定的压下量来补偿铸坯的凝固收缩量。其促进液芯中心富集溶质元素的钢液沿拉坯方向反向流动,使溶质元素在钢液中重新分配,从而避免或减少中心偏析和中心疏松的发生,使铸坯的凝固组织更加均匀致密。

2 试验方法

选择未使用轻压下及使用不同轻压下参数的铸坯,分别取10～15 mm厚的铸坯横截面,进行低倍酸侵蚀试验,观察低倍组织,然后在各试样上用Φ5mm钻头从连铸坯横截面上外弧-内弧方向每隔10 mm钻孔取样进行碳硫分析。研究不同生产条件下碳含量分布。在检验中心碳偏析的方法上,除了使用常规的红外碳硫分析方法外,还使用了原位分析方法,在连铸坯低倍样中心部位取100 mm×100 mm的原位分析样,以更直观地显示了中心区域碳分布情况。

3 试验结果与讨论

3.1 轻压下对低倍组织的影响

图2(a)为未使用轻压下时的连铸坯横向低倍组织。从图2(a)中可以看出,连铸坯低倍上疏松较为严重,可见明显缩孔缺陷;图2(c)为纵剖样上低倍组织。从图2(c)中可以看出,铸坯心部疏松、缩孔、偏析较为严重,偏析线呈断续形态,并且明显呈V型偏析。

图2(b)为使用轻压下后连铸坯横向低倍组织。从图2(b)中可以看出,连铸坯低倍组织无疏松及缩孔缺陷,图2(b)为纵剖样上低倍组织,其心部疏松、缩孔等缺陷有了明显改善,无明显V型偏析线。

3.2 轻压下对中心碳偏析的影响

获得的轴承钢碳偏析分布图见图3,从图3中可以看出,是否使用轻压下,对轴承钢碳偏析影响最大的是心部区域。未使用轻压下时,心部最大碳偏析指数达到1.25,而使用轻压下后,其碳偏析指数降到1.05以下的水平。

图4为原位分析示意图。从图4中可以看出,未使用轻压下或压下量不足时(见图4(a),(b)),连铸坯中心部位碳含量极高,分别极不均匀。当压下量过大时(见图4(d)),中心部位碳分布也不均匀,且在连铸坯上有裂纹出现。仅当压下量维持在一个合适的参数时(见图4(c)),中心部位碳含量达到一个较为均衡的状态,无明显偏高区域。

原位分析图同碳硫分析结果吻合,且更直观形象地说明,使用轻压下技术后,在合适的参数下,轴承钢的心部碳偏析得到极大的改善。

3.3 不同压下量对心部碳偏析的影响

最合适的压下量是液相穴内残留钢液处于被挤出而又没被挤出的临界状态。压下量过小,易产生V型偏析,造成中心碳偏析过大;压下量过大,造成液相穴内残留钢液处于被挤出状态,会造成逆V型偏析,同样会使中心碳偏析过大,且由于压下量过大,会使铸坯产生中间裂纹等缺陷。

图5为不同压下量时,轴承钢心部碳偏析指数的变化趋势。从图5中可以看出,无轻压下或压下量较小时,心部碳偏析指数较高,当压下量较大时,碳偏析指数亦有增高趋势,仅当压下量在一个合适的参数时,中心碳偏析可得到较为理想状况。碳偏析指数可以有效控制在1.05以下。

4 结论

在生产轴承钢时采用轻压下技术,可以大幅度改善轴承钢的低倍组织,有效降低轴承钢心部碳偏析指数。按照优化后的轻压下参数生产的轴承钢,获得的GCr15轴承钢连铸坯碳偏析指数可控制在1.05以下,达到世界先进水平。

参考文献

[1]钱刚,阮小江,蔡燮鳌.连铸轴承钢大方坯中心偏析的成因及对策[J].钢铁,2002,37(5):16—18.

[2]耿克,童忆,李锋,等.轴承钢球用GCr15连铸钢坯中心碳偏析控制[J].现代冶金,2009,37(6):19—20.

[3]蔡开科.连续铸钢原理与工艺[M].北京:冶金工业出版社,2008.

原铝旋转偏析净化工艺原理及进展 篇3

霍尔-埃鲁法生产的铝称为原铝,纯度一般为99.70%~99.90%,精铝是由原铝通过特殊冶炼方法得到的纯度不低于99.95%的金属铝。而纯度在99.995% 以上的铝则称为高纯铝[1]。经过净化的原铝其抗腐蚀性、导电性、导热性、可塑性等性能大幅度提高,被广泛应用于电子、军工、航天、航空、轻工等行业,可以满足各个领域的不同需求,普通纯铝(原铝)必须经过进一步提纯后方能使用[2，3]。

随着国内外电子工业迅速发展,铝加工技术水平不断提高,加之其他工业领域需求的增长,为此对原铝提纯技术的要求也上了一个新台阶。国际上原铝精炼技术主要是三层液电解精制法(三层法)和利用在凝固时发生偏析现象而提纯的偏析法,两种方法在提纯的纯度和生产工艺等方面各有千秋[4，5]。

偏析法具有能耗低、成本低等优点,使其已在发达国家特别是日本得到广泛应用。从20世纪末到21世纪,偏析法发展最快的是日本,针对偏析技术的缺点进行一系列的改革,提出旋转偏析概念,经过旋转偏析提纯的铝其纯度甚至可以达到99.999%,日本改进偏析法技术在国际上处于领先地位。并且,日本已将偏析法生产纯铝技术列入禁止输出目录中[6]。在中国,所谓的精铝冶炼法通常指的是三层液电解精制法,偏析法一般指的是定向凝固法,定向凝固法尚未实现工业规模化。而对于旋转偏析法我国尚没有相关概念,理论研究也很少。本文针对20年来日本旋转偏析法原铝精炼的发展,综述了提纯原理、工艺过程、设备的改良和提纯效果,以期为我国研究偏析法净化原铝技术提供参考。

1 原铝旋转偏析提纯工艺原理

原铝旋转偏析提纯工艺是通有冷却液的中间空心的冷却体以一定转速伸入熔融铝液中,熔融的工业铝液中的杂质分为共晶体和包晶体,共晶体杂质可以用偏析法进行去除,而偏析法无法直接去除包晶体。因此,偏析前需要向铝液中加入硼元素使包晶元素形成不溶性的硼化物[7]。含有共晶杂质的铝液在偏析一定时间后,由于冷却体与熔融液体存在温度梯度,因此会在冷却体上结晶出纯度较高的金属。

偏析法的提纯效果与杂质元素的分凝系数k有关[8]。假设从熔体中无限缓慢结晶出固体,即固相与液相接近平衡状态时,此时固相中杂质浓度为CS、液相中的杂质浓度为CL,其比值k0称为平衡分凝系数。实际结晶过程不是在十分缓慢平衡状态下进行的,总是在固液界面处存在一个富集层[9],结晶出的固相中杂质浓度实际上是受到富集层的影响。为了描述实际的分凝现象,提出一个有效分凝系数ke的概念。式(1)给出有效分凝系数ke与k0的关系,式(2)是个经验公式,它给出了富集层厚度与角速度的关系[10]。

式中:k0为平衡分凝系数,δ为富集层厚度,D为杂质在溶铝中的扩散系数,f为晶体生长速度。

式中:w为旋转体角速度,α为经验数值。

由式(1)、(2)可看出,为了降低ke,使其无限接近k0,通常采取降低晶体生长速度与减少富集层厚度的方法。工业上降低晶体生长速度等同于降低生产效率而没有实际意义,那么减少富集层的厚度就是一种行之有效的方法。同时根据成分过冷理论分析[11],温度梯度是影响晶粒形态的关键因素,在偏析过程中,树枝状的结晶生长会影响形成的晶体中杂质由固相释放到液相的速度。增加温度梯度即减少实际液相温度与固液界面边界的平衡液相温度差,可以有效地限制晶体中树枝晶的生长,从而加快杂质向熔体扩散的速度,增强提纯效果。

2 原铝旋转偏析净化工艺进展

20世纪80年代至今,从日本原铝旋转偏析净化工艺研究特点来看,可将其分为旋转偏析初始研究、单槽体提纯实验研究和连续生产工艺研究。

2.1 旋转偏析初始研究

20世纪80年代,日本出现一种新工业原铝提纯方法,这个时期最具代表性的应为昭和铝业公司首次在1984年发表的专利技术和1990年所发表的专利技术。

2.1.1 1984年昭和铝业专利技术

1984年由Hideo Shingu等[12]发明了一套可以连续提纯原铝的偏析工艺,该工艺设备如图1所示。

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在熔炼炉1中将工业原铝熔化,将熔融的铝液倒入3号槽中,加入适量硼并搅拌,使铝液中的包晶单质充分反应生成不溶性的硼化物。铝液和不溶解的硼化物流入4-7号槽中。这时带有冷却体的旋转装置以一定转速伸进4-7号槽中,由于旋转装置通有冷却液体,因此会在熔液中产生一定的温度梯度,进而会在冷却体上结晶出一定量的铝。结晶铝中杂质浓度小于槽中液态铝的杂质浓度,达到提纯效果。

该套装置用不同参数的提纯效果如表1所示。

由表1可以看出,随着转速的提高,杂质净化效果明显,在转速相同的情况下,提纯铝的杂质浓度与其产率成反比;在产率一定的情况下,提纯铝液的槽体个数越多,提纯效果越明显。

这套工艺的优点是可以连续对原铝提纯,产量大,但是提纯效果一般,可以应用于工业原铝提纯精铝。

注:D3100表示冷却体的最大直径

2.1.2 1990年昭和铝业专利技术

1990年由Ryotatsu Otsuka等[13]对1984年Hideo Shin-gu的工艺进行改造,主要是针对槽体和旋转冷却体部分,如图2所示。

图2中冷却体分为两部分,上部分表面涂有一层隔热材料,使得熔融铝不能在该区域结晶沉淀。由于冷却体从上至下呈喇叭状,因此旋转时会使熔体产生一个向下的分速度,在一定程度上减少了熔体表面形成波纹进而减少氧气进入熔体发生氧化。当冷却体以一定转速旋转时,会引起熔融液态铝向相同方向转动而产生洄流,使冷却体与熔液的相对速度降低而削弱提纯效果[14]。单纯地增加旋转装置的转速会促使氧气进入铝液中,从而产生Al2O3,过快的旋转速度也会使刚结晶的纯铝在较大的离心力作用下被甩出,从而影响产率。在槽体中加入一定数量的档板(档板上端位于液面下,末端低于冷却体末端),可减少熔体的洄流而提高冷却体与熔体的相对速度,进而有效地减小富集层的厚度而提高纯度。

图3由4个改良的槽体(图2)通过槽道相连,左端的熔铝炉中不断熔化铝锭,铝液不断通过槽道注入各个槽体中,其提纯过程与1984 年的工艺过程一致,与1984 年工艺相比,单个槽体提纯效果如表2所示。

通过表1 和表2 的对比,在转速相同情况下(400r/min),经过改良的槽体和冷却体,对杂质Fe和Si的偏析净化效果明显强于前者。虽然整体提纯效果好于1984年工艺,但从生产时间、工业成本等方面考虑,该工艺仅适合用于工业原铝提纯到精铝。

2.2 单槽体提纯实验研究

1988年,Hideo Shingu等[15]利用旋转偏析技术原理,以单个槽体为研究对象并移植到工业硅提纯行业中,取得了一定的提纯效果。受1988年工艺的影响,日本原铝旋转偏析技术从1992年至2000年的9年期间进行了大量的单槽体提纯研究,其目的是有针对性地除去铝中某些杂质进而提高纯度,这期间以1992年与2000年的工艺最具代表性。

2.2.1 1992年昭和铝业专利技术

1992年昭和铝业单槽体装置生产铝的纯度是为了满足不同电子材料的需求(如高密度集成电路),电子材料要求铝中的U和Th含量通常用“10-9级”来衡量,而三层液电解精炼法生产的铝通常U、Th含量很高,达不到电子材料的要求,采用1992 年的生产工艺装置,可明显降低U、Th含量[16],该装置如图4所示。

初始的熔融铝液中U、Th含量分别为110×10-9和72×10-9,通有冷却液的冷却体以线速度140mm/s旋转搅拌提纯10 min,其U、Th的含量可以下降到0.8×10-9、0.6×10-9,进而满足某些电子材料的需求。

2.2.2 2000年住友化学公司专利技术

2000年住友化学公司工艺研究目的是降低硅、铁含量从而大幅度提高净化铝的纯度,该工艺采用坩埚底部通有带微小气孔的通气装置[17],并且以气体作为冷却液。该装置的气孔到冷却体在熔体中的末端有几毫米距离。熔融的铝凝固在冷却体上的同时,由微小气孔排出一定流量的气体,转速在一定允许范围内时,气体可以到达冷却体表面与凝固的铝摩擦并在离心力的作用下又被甩入液体中,固液界面附近的富集层在气体摩擦的作用下明显变小而使得凝固的铝得以提纯。离心力过大气体难以到达或离开冷却体表面,使冷却体表面形成凹坑,熔铝难以在冷却体表面凝固[18]。表3给出通入不同气体、施加条件和提纯效果的关系。

由表3可以看出,在适当的条件下引入氮气其提纯效果比较明显,该方法对铝提纯的纯度要明显高于1984年、1990年等的工艺。

从单槽体提纯实验结果来看,铝的单次提纯效果非常明显,不同公司的工艺有不同的目的性,可满足不同的需求。并且2000年住友化学公司的工艺中有一定量的高纯铝生成,较初级阶段而言有了质的飞跃,为后续的连续生产工艺铺垫道路。

2.3 连续生产工艺研究

随着单槽体提纯工艺的成熟,工业原铝旋转偏析提纯技术开始尝试进入工业生产阶段,2002 年由Hiroshi Tabuchi等[19]设计出一套完整的连续提纯工艺,以3个坩埚为例,其流程图如图5所示。

该工艺过程以1-4步骤重复10次为1个周期,经过7个周期以后,在步骤1(冷却体1插入坩埚1中)之前,将坩埚1中的熔铝倒掉。原铝液(Fe 0.027%,Si 0.021%)倒入1号坩埚中,经过1个周期的提纯,将1号坩埚中的熔铝再次倒掉并补入一定量的提纯铝。坩埚1、2、3互呈120°放在一定转速的转盘上旋转,经过1个周期的提纯,得到的产物中杂质Fe、Si含量分别为4×10-6和9×10-6。日本住友化学公司在工业上采取该工艺生产高纯铝产率可达0.4~0.65。

2010年Kenji Wada等以2002工艺为参考并将提纯流程加以改进,尝试对工业硅进行提纯。经过该工艺过程,硅中杂质磷从240×10-6降至0.11×10-6。 产率最高可达88%。工业上采取该工艺可将冶金级别的硅提纯到太阳能电池级别的硅,并且仅消耗1 次坩埚就可完成整个工艺过程,因而可大幅节约成本。由此可以看出,旋转偏析工艺可廉价地对金属铝、半导体硅等实现连续的工业化提纯,即一套成熟完整的旋转偏析工艺可以对不同材料进行提纯,且纯度可以满足不同行业的需求。

2.4 旋转偏析法近年研究方向

从1984-2010年,日本的提纯工业经过一系列的技术创新,其间偏析技术得到一定的发展,在一定程度上解决了生产电价过高的问题,从而降低了生产成本。原铝旋转偏析净化工艺发展到2002年后便鲜有资料了,但是其他金属如半导体材料硅仍在研究应用。近年旋转偏析技术的研究重点大致为以下几个方面:

(1)从1988年和1998年工艺[21]提纯硅的技术来看,解决密封问题仍然是重点方向。对铝而言,密封好的装置不仅可以减少保护气体的使用量,节约成本,还可以减少料的氧化,进而增强提纯效果和产率。

(2)旋转装置提供一个稳定的旋转速度,使晶体生长过程中受扰动的几率降低,促使其沿正常方向生长,减少不必要晶界的产生,提高提纯效率。

(3)提出一个符合旋转偏析法的数学模型,使其预测结果与实验结果更为接近。利用模型可现场对生产工艺进行快速控制和产品质量预测[22，23]。

(4)生产设备与计算机相结合(智能化);实验过程由计算机控制,更有效地对实验进行观测和记录,智能化可以使操作简便同时节省人力。

(5)对偏析产物合理的筛选分级,不同级别的产物可以有不同的商业价值,为纯度低的剩料提供一种合理的回收利用方法。

3 展望

原铝净化的产物为精铝和高纯铝,因其具有高额利润,各发达国家将工艺过程和生产技术的关键牢牢掌握。目前,我国电解铝产量位居世界前列并且已成为高纯铝生产的初级强国。贵州铝厂、新疆众和股份有限公司、山西关铝股份有限公司等均采用三层液电解法进行生产。而偏析法原铝净化技术仍然处于实验性初级阶段。虽然个别企业和学校研发了高纯铝定向凝固提纯设备,且其纯度一致达到5N级别,但仅仅是实验性的阶段,原料纯度一般为4N,并且存在提纯次数多、提纯时间长等缺点,难以形成工业规模化生产。但从日本偏析法发展经验来判断,可以预测,在未来数年内,国内三层液产能会大量萎缩,而偏析法必会成为中国精铝生产的主流工艺[24]。

针对日本已经成熟的旋转偏析工艺技术,我们可以从两个阶段来进行探索:

(1)采取单个槽体进行偏析理论和实验的研究,可以从槽体的结构、旋转装置的结构、炉体密封性、冷却体的材料和结构、冷却液体的种类等进行研究,针对设备的改良及为工艺提供完整的理论模型均有很大的技术创新和理论完善的空间;

(2)完善的生产设备需要配合科学的工艺过程。找出一种可以连续生产的工艺方法并与其他工艺方法相结合,最大限度提高纯度,并使不同纯度的产物有不同价值,使其最终形成规模化产业。

无钟布料参数对炉料偏析的影响 篇4

为了研究布料参数对于炉料偏析的影响规律,本文以实际生产中的一座2 500m3级无钟高炉的布料系统为参考,制作出了1/15的缩小模型,采用模型研究了不同溜槽角度、溜槽转速、料线高度、批重大小、节流阀开度等因素对炉料偏析程度的影响。

1 实验

1.1 实验设备及原料

实验使用如图1所示的高炉炉顶的缩小模型进行布料过程的模拟。表1是缩小模型的尺寸。

A-料罐;B-料流调节阀;C-溜槽旋转控制系统;D-溜槽;E-缩小的炉喉炉身;F-下部出料电机

实验采用与炉料堆密度、自然堆角等物理性质相似的砂石来模拟炉料,其粒度根据相似比进行相应缩小。所选用砂石的相关参数见表2。实验中两种砂石按照质量百分比1∶1均匀混合模拟炉料。

1.2 实验方案

为了澄清各因素对炉料偏析的影响,实验采用单因素法进行研究。实验中主要考虑了以下操作参数作为影响因素:溜槽角度、溜槽转速、料线高度、批重大小以及节流阀开度。根据实际生产中的数据以及实验设备的参数情况,每个因素确定五个水平,其实验方案见表3。当对某一因素进行单因素实验时,其他各因素的水平均定为水平3。

1.3 偏析的表征方法

从20世纪40年代开始,固体颗粒偏析的计算方法就开始被提出,到目前为止已经有许多不同的计算方法。本实验选取的计算方法是由Syskov和Lyan提出的一种方差分析法。本方法比其他方法具有较好的稳定性以及较高的合理性。具体计算方法如下:

(1) 将料堆分成NR个区域,从每个区域中取N个样本。

(2) 测量样本中小于某粒级X的原料的比例。

(3) 通过下面公式计算料堆偏析的大小。

undefined;

式中 Kn——料堆的偏析指数;

undefined——所有样本的X粒级的平均百分比;

pij——区域i的第j个样本的X粒级的百分比;

N——料堆被分成N个区域;

NR——每个区域取NR个样本。

按照实验方案表进行布料模拟实验,布料结束后将料堆分成主料堆、主料堆内侧、主料堆外侧三个区域,从每个区域取三个样本,测量并计算样本中12目以下颗粒的质量百分比。然后通过公式计算每次实验的偏析指数,对偏析指数和相关因素进行作图得到不同因素对偏析的影响规律。

2 实验结果及分析

2.1 溜槽角度对偏析的影响

溜槽角度决定着炉料布到高炉中的径向位置,不同溜槽角度下炉料的运行和堆积情况不同,从而对炉料偏析程度的影响也不同。图2显示了在不同溜槽角度下炉料的偏析情况。由图2可以看出,当溜槽角度在20～30°时,炉料的偏析指数均较小,基本在22%左右;当溜槽角度为32°时,炉料的偏析指数突然增加达到30%。实验结果表明在较大溜槽角度下炉料的偏析程度会加剧。当溜槽角度较大时,炉料在炉顶上部空区的运行距离将相应增大,而由于大颗粒炉料和小颗粒炉料在平抛运动后会发生分离,运行距离的增加将使得大颗粒和小颗粒的分离更加严重,同时溜槽角度大会使炉料到达料面时的水平速度变大,对料面产生较大的水平方向冲击力,使料堆更易发生坍塌,因此在较大的溜槽角度下炉料偏析程度会加剧。

2.2 溜槽转速对偏析的影响

溜槽转速对炉料的运动有很大影响。溜槽转速不同,炉料在溜槽中的运动就不同,炉料出溜槽时的速度以及炉料在炉顶空区的运动也不同,从而使炉料的偏析程度也不同。图3表示的是在不同溜槽转速下炉料的偏析情况。从图3可以看出,当转速为7r/min时Kn的值最小为20.37%,此时的偏析程度为最小;而在较小转速和较大转速的时候,Kn的值均较大。当转速较小时,炉料在溜槽内的运行时间较长,在此过程中由于摩擦力的不同,大小颗粒发生分离,大颗粒会较快通过溜槽先布到料面,而小颗粒炉料的运动将滞后于大颗粒炉料,因此使得布完的料堆的偏析程度较大;当转速较大时,炉料在运动到料面时具有较大的动量,与料面会发生较剧烈的碰撞,使料面发生坍塌,造成较严重的粒度偏析。

2.3 料线对偏析的影响

料线的高度直接决定了炉料在炉顶空区的运行高度。它可以影响炉料布到高炉内的位置,同时也会影响炉料的偏析程度。图4表明了不同料线下的炉料偏析情况的变化规律。由图4可知,随着料线高度的增加,Kn基本呈递增趋势。在料线为17cm时出现异常,可能是由于实验误差造成的。在料线为最小时,Kn的值为21.86%,在料线为最大时,Kn的值为25.39%。当料线增加、炉料在空区的运行距离将增加时,一方面将加剧大颗粒炉料和小颗粒炉料的分离,从而使炉料的偏析程度加大;另一方面会使得炉料到达料面时的速度变大,使炉料具有更大的动量,炉料与料面的碰撞将加剧,这也会使炉料的偏析程度加大。

2.4 批重对偏析的影响

批重直接决定着料堆的形状和大小,其对炉料偏析情况有着较大的影响。图5显示了不同批重下炉料的偏析情况。从图5可以看出,炉料的偏析程度随着批重的增加呈先增加后减小的变化趋势。批重从6kg增加到8kg,偏析指数Kn从24.53%增加到27.47%,之后批重增加,偏析指数是逐渐减小的。已有研究表明:批重有一个临界值,当批重大于该临界值时,随矿石批重增加而加重中心,过大则炉料分布趋向均匀;当批重小于临界值时,矿石布不到中心,随批重增加而加重边缘或作用不明显。实验结果正好与此吻合。实验中批重在6kg时尚未达到临界批重,所以此时增加批重,偏析程度是加剧的;当批重为8kg时,此时已达到临界批重,批重增加会使更多炉料布到料堆的两侧, 使得整个料堆更加均匀,从而料堆的偏析程度会减小。

2.5 节流阀开度对偏析的影响

节流阀开度的大小决定了炉料如何通过节流阀。不同开度时炉料流量不同,通过节流阀的状态也不同。图6显示了不同节流阀开度下炉料的偏析情况。由图6可以看出,炉料的偏析程度随着节流阀开度的增加基本是呈负增长的趋势,只是在开度为12mm时出现异常,可能是由于实验误差造成的。当节流阀的开度为最小时,炉料的偏析程度最大,Kn的值为30%;当节流阀的开度为最大时,炉料的偏析程度最小,Kn的值为18.52%。这主要是由于当节流阀的开度较小时, 小颗粒的炉料较容易通过节流阀,而大颗粒的炉料较难通过,因此在节流阀处炉料就产生了严重的粒度偏析,使得布到高炉内的炉料偏析程度被加剧。而当节流阀开度较大时,大小颗粒都会很容易通过,炉料在节流阀处将均匀地通过,在此处不会产生剧烈的粒度偏析,因而不会使布到高炉内的炉料产生很严重的偏析情况。

3 结论

(1) 当溜槽角度为20～30°时,炉料偏析程度较小且保持稳定,当角度较大时偏析程度会突然加剧。

(2) 当溜槽转速为7r/min时,偏析指数Kn值最小为20.37%,在较小和较大的溜槽转速下炉料的偏析程度均增强。

(3) 随着料线高度的增加,炉料偏析程度呈加剧趋势。当料线为最大时,偏析指数Kn的最大值为25.39%。

(4) 炉料的偏析程度随着批重的增加基本呈先增大后减小的变化趋势。批重从6kg增加到8kg,偏析指数Kn从24.53%增加到27.47%,之后批重增加偏析指数逐渐减小,在最大批重14kg时偏析指数最小为19.88%。

(5) 炉料的偏析程度随着节流阀开度的增加是呈负增长的趋势,节流阀开度越大炉料的偏析程度越小。当节流阀的开度为最大时,炉料的偏析指数Kn为最小值18.52%。

参考文献

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[2]张寿荣,银汉.21世纪炼铁发展趋势及对中国高炉炼铁的挑战[J].中国冶金,2009,19(9):1-8.

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[7]毕学工,熊玮,周勇,涂春林.高炉布料中的粒度偏析现象及对气流分布的影响[C]/2004年全国炼铁生产技术暨炼铁年会文集.无锡:中国金属学会,2004:423.

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[9]杜鹤桂,余艾冰.高炉无钟炉项布料的模拟试验研究[J].钢铁,1986,21(11):1-9.

中心偏析 篇5

在铸造时,由于冷却条件、金属液位、铸造速度等工艺的影响,铸锭表面容易产生表面偏析缺陷,由于偏析弱化晶界结合能力以及成分波动对于后续轧制和产品性能会产生不利影响,故在轧制之前应进行一次铣面。变形铝合金的偏析层厚度一般利用扫描电镜进行测定,虽然测试精度比较高,但是其测试成本较高,效率较低。由于在企业生产过程中有大量的铸件需要进行测试,所以期望找到更加高效、低成本的测试方法。正是基于此目的,尝试了对金相法测试偏析层厚度的可行性研究,预期能替代高成本、低效率的电镜法进行变形铝合金的偏析层厚度测试。

1实验材料和实验方法

试样为5052变形铝合金,成分如表1所示。试样采用电解抛光腐蚀,电解腐蚀剂为10%HClO4+90%CH3CH2OH,电压30 V,时间10 s～15 s。腐蚀好的试样利用金相法测试偏析层厚度及金相组织,并与扫描电镜和能谱测试的显微组织和成分结果对比。

2结果与讨论

2.1金相法测试铸锭表面偏析层厚度

在规格为610×1100×6 900 mm的铸锭四分之一处截取一小块铸锭,经切割成15×20 mm的小试样,依次经过粗磨→细磨→粗抛→精抛→电解抛光,测试时,应将小铝锭用酒精冲洗,然后用电吹风吹洗干净,以防残留的腐蚀液对显微镜镜头产生腐蚀,最后在金相显微镜下观察。金相组织如图1所示,图1显示偏析层组织为树枝晶,为明显的枝晶偏析组织,粗大树枝晶组织的厚度约1 300 μm。对产生枝晶偏析的原因分析如下:实际生产中,由于结晶器壁的冷却作用,靠近结晶器壁的铸锭首先凝固,由于凝固而产生铸锭的收缩,铸锭外壳离开结晶器壁,产生气隙,使铸锭冷却速度减慢,导致液穴温度回升,凝固外壳产生局部软化和重熔现象,此时填充在枝晶间的和晶界尚未凝固的低熔点相,在液穴金属静压力的作用下,沿着枝晶间和晶粒间隙流到铸锭表面层,形成偏析层[1]。由金相观察到的只有发达的枝晶网络,对于充斥在次表层整个区域内的区域偏析,不容易识别。因此,对于金相测试得到的粗大树枝晶组织厚度是否为区域偏析层厚度需进一步论证。为了进一步研究偏析层厚度层,对试样进行阳极覆膜处理,阳极覆膜在HBF4水溶液中进行,覆膜电压为30V,电流密度为(0.10～0.30) A/cm2,覆膜时间为5 min。图2显示了试样经过阳极覆膜后的金相组织,对比图1可以得知,在枝晶密集处晶粒度细小,即所谓的细晶区,细晶区的形成是在成分过冷、温度过冷条件下表层形成一层非常细小的细晶区,在凝固过程中凝固层收缩,使得凝固层从液穴中导入的热量超过了从气隙导出的热量,发生了所谓的二次加热时[2],富溶质以及枝晶在二次加热时对晶粒长大起到了阻碍的作用,亦即偏析层下的晶粒度比基体的细小。

2.2EDX法测试铸锭偏析层厚度

由于5052铝合金表面偏析层枝晶网络发达,枝干和枝间的成分偏析比较大,若采用电子探针进行点扫描容易造成成分急剧波动而造成观察上的干扰,故采用能谱扫描区域的办法确定偏析厚度层,结合公司铸锭晶粒尺寸,扫描步长为200 μm,以减少晶内偏析所带来的干扰,如图3所示。测定元素为Al、Mg、Cr、Fe,由能谱分析结果表2得知,铸锭表面的Mg含量非常高,达到正常值的两倍,由图4可知随着能谱由铸锭表面向铸锭内部检测,当检测厚度达到1400 μm时,Mg含量趋近正常值,结合金相法测试得到的厚度层,从一定程度来讲,EDX能谱分析结果印证了金相法测试的表面粗大树枝晶组织厚度即为表面区域偏析层厚度。

偏析层的形成是由于在直接水冷的半连续铸造过程中,冷却强度极大,从而造成不平衡结晶程度增加,填充在枝晶间的和晶界尚未凝固的低熔点相,在收缩压力、熔液内部释出的气体压力、大气压力的作用下,沿着枝晶间和晶粒间隙流到铸锭表面层,形成逆偏析,一些所谓的低熔点相、易熔组成物富集在表层晶界。透过金相显微镜观察,可以观察到表面由一层非常致密的枝晶网络组成,这层致密的枝晶在二次加热时晶粒长大的过程中起到钉扎以及阻碍作用。

通过分析比较,Mg与Fe元素都超过了正常值范围之内,对表层几个重要的相进行能谱分析,通过图5主要相能谱可以分析计算得知,表层主要由FeAl3以及Mg2Si相组成。

2.3偏析层主要相的综合判定

根据以上实验,可以对偏析层主要相进行一个综合判定,见图6。根据参考文献[3,4]及能谱分析结果可知,试样1中的箭头所指方向为FeAl3相,未侵蚀时也可以分辨出来,在金相显微镜下成灰色长条形。试样2中箭头1所指的相为Mg2Si,箭头2所指的相为FeAl3。

3结论

(1) 表面偏析层的深度与树枝晶富集尺寸相吻合,在实际生产中可以简便地作为测量偏析厚度层深度值。

(2) 通过前面分析,表层富集Mg,达到正常值的两倍之多,Mg偏析易导致晶粒脆性增加,晶界开裂,需要严格控制Mg偏析层厚度。

(3) 在5052合金中,通过能谱分析结合金相分析,表层致密的枝晶网络主要为FeAl3以及Mg2Si相。

参考文献

[1]游文.2011易切削铝合金熔炼铸造工艺.铝加工,2003;148:15—20

[2]李建超,崔建忠,王宝峰,等.低频电磁铸造6063合金的数值模拟和实验研究.特种铸造以及有色合金,2006;26(2):87—89

[3]金相图谱编写组.变形铝合金金相图谱.北京:冶金工业出版社,1975

中心偏析 篇6

现有的微观组织模拟方法很多,较常用的有蒙特卡罗法(MC)、相场法和元胞自动机法(CA)[3]。虽然CA法出现较晚,但却是近年来发展最快的组织模拟技术之一。它是一种时间、空间、状态都离散的动力学模型。现有CA法模拟金属凝固的研究中以形核的物理机理和晶体生长动力学理论为基础,随机地处理晶核分布和结晶方向,从而实现了凝固过程的微观组织模拟;但其模拟过程中将溶质视为一个整体,仅仅着重于液相溶质的变化,而未将液相溶质浓度与固相溶质浓度明确地区分开,并且未对固相溶质浓度的变化进行深入的分析讨论[4,5,6]。当过冷熔体凝固时,液相中的原子较易扩散,而固相中的原子往往来不及扩散,由此形成枝晶偏析。即枝晶偏析程度主要受冷却速率、液相扩散速率和固相扩散速率三因素影响。国内已有学者通过相场法对Ni-Cu二元合金枝晶生长过程中固相溶质扩散系数对枝晶形貌和微观偏析的影响进行了模拟,但未考虑冷却速度及液相扩散系数对微观偏析的影响[7]。本研究采用元胞自动机法,基于晶体生长和金属凝固理论,模拟分析了冷却速率、固相扩散速率及液相扩散速率三者对Fe-C二元合金枝晶偏析的影响,并深入讨论了枝晶内固相溶质浓度的变化规律。

1 数学物理模型的建立

枝晶生长过程中伴随热扩散、溶质扩散和表面能变化等物理过程。温度场、溶质场和表面能的变化决定了枝晶生长的形貌和生长方向。因此,枝晶生长模型的建立必须综合考虑温度场、溶质场及表面能三者之间的关系。

1.1 晶体生长理论与模型

枝晶在过冷度的作用下生长,过冷熔体的总过冷(ΔT)由曲率过冷(ΔTr)、热过冷(ΔTt)和成分过冷(ΔTc)三项组成。曲率过冷是由枝晶生长界面曲率变化引起的平衡液/固相线处温度的改变,根据Gibbs-Thomson关系[8]可知:

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式中:Γ为Gibbs-Thomson系数,R为枝晶的半径,K为固液界面的曲率(在枝晶生长过程中可以认为K为R的倒数),σ为界面能,ΔSf为体积熔化熵。

界面能各向异性[9]是计算曲率过冷必须考虑的因素之一,对于立方晶系有:

σs=σ0{1+εcos[4(θ-θ0)]} (2)

式中:σs和σ0分别为各向异性和各向同性时的界面能,θ为界面法向与坐标轴正向的夹角,ε为界面能各向异性强度,θ0为择优生长方向与坐标轴正向的夹角。考虑界面能各向异性因素后:

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K为曲率[10] ,由式(4)确定:

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式中:Δx代表元胞尺寸,N代表邻居数目,fs(k)为元胞k中的固相分数。

成分过冷是由于界面溶质的富集而引起的液/固相线温度的变化:

ΔTc=mL(C0-C*L) (5)

式中:ΔTc 为成分过冷,mL为液相线斜率。

由于凝固过程中热扩散的尺度比溶质扩散高出 3-4 个数量级[11],因此可以忽略枝晶生长中的热扩散,假设在枝晶生长过程中熔体始终是等温的,由式(3)、式(5)得总过冷:

ΔT=ΓK{1-15εcos[4(θ-θ0)]}+mL(C0-C*L) (6)

1.2 固液界面转变理论与模型

当总过冷给定后,界面液相溶质浓度由式(6)得到:

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界面胞凝固时,溶质会向周围液相排出。若将Δt时间内通过界面胞与液相邻胞之间的界面面积(Δx)流出的溶质记为ΔC,则界面处溶质平衡关系可表示为:

undefinedundefined(C*L-Cje) (8)

式中:DL为液相中溶质扩散系数,je为界面胞 4 近邻中的液相胞,Cje为液相邻胞 je内的成分。

金属凝固过程中必然伴随着液相的不断减少和固相的不断增加。Δt时间内固相增量可以由式(9)计算:

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式中:ΔC为界面溶质的变化量。由式(8)、式(9)得到,在时间tn内某一标记的界面网格j内的固相分数为:

fjs=undefined

式中:N为迭代次数,Δtn为时间步长。当fjs=1时,网格j的状态由液态转变为固态。转变完成时又捕捉其相邻的液相网格,从而实现凝固的连续进行。时间步长满足式(11)[12]:

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式中:vmax为该时间步长内界面网格的最大生长速度,Δx为元胞尺寸。

1.3 溶质再分配理论与模型

溶质再分配是金属凝固过程中的重要环节,也是数值计算中实现连续生长的枢纽。合理计算溶质再分配是保持整个熔池内溶质平衡的关键。假设固液界面始终满足:

C*S= k0 C*L (12)

式中:C*S和C*L分别为界面处固、液相溶质的浓度,k0为溶质平衡分配系数。在一个时间步内,将液相凝固排出的溶质添加到同一个网格及与其相邻的液相网格中,随后计算整个熔池内溶质的扩散。溶质再分配方程[13]为:

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式中:DL和DS分别为液相和固相中溶质扩散系数,CL和CS分别为液相和固相中的溶质浓度。

1.4 基本物理参数

以Fe-C二元合金为模拟对象,其中碳为溶质,所确定的计算区域有500×500网格,热物性参数[14]如表1所示。

2 模拟结果与分析

2.1 枝晶生长形貌及溶质场分析

图1为Fe-C二元合金在过冷熔体中形成枝晶的形貌、熔池中液相溶质浓度场和熔池中固相溶质浓度场。

从图1(a)可以看出,模拟得出的枝晶形貌符合枝晶生长的基本规律,一次枝晶臂粗大且生长最快,二次枝晶垂直于一次枝晶而竞争生长,部分二次枝晶出现合并现象。枝晶中心区域的一、二次枝晶联合形成封闭的空洞,孔内溶质难以排出,当溶质浓度达到一定程度后,会形成溶质富集的相。这与实际金属凝固时晶粒内第二相粒子的形成原理相似。从图1(b)可以看出,液相中溶质富集现象十分明显,枝晶内由于二、三次枝晶的阻碍,枝晶间液相浓度极度富集,形成高溶质浓度区。液相溶质浓度越高,所需的过冷度越大,枝晶越难生长,致使很长时间内二、三次枝晶无法合并而形成固相。此外,一次枝晶臂上,二次枝晶的根部出现断裂,这是由于二次枝晶根部出现溶质过饱和而无法生长形成的。从图1(c)可以看出,固相中微观偏析十分清晰。固相溶质浓度沿枝晶臂向外不断升高,且二、三次枝晶的固相溶质浓度较一次枝晶高。

为了进一步分析冷却速率、液相扩散系数和固相扩散系数对微观偏析的影响规律,沿AB取数点,读取其位置上固相溶质浓度值,进行对比分析。取点位置如图1(c)所示。

2.2 冷却速率对枝晶微观偏析的影响

图2为相同时间(5×10-3 s)、不同冷却速率时固相溶质在AB直线上的数值曲线。偏析程度可以用单位距离上溶质浓度的差值来表征,即曲线斜率的绝对值。从图2可以得出,冷却速率的变化与枝晶微观偏析紧密相关。随着冷却速率的增大,偏析程度增大,但其增大的趋势逐渐趋缓,当冷却速率增大到一定程度后,偏析程度达到稳定状态,这一规律与实际凝固过程相符。从图2还可以得出,当冷却速率较小时,固相中溶质的波动很小;随着冷却速率的增大,固相溶质波动不断加剧。这主要是由于固相中溶质浓度受界面液相溶质浓度与推进速度双重因素制约。当冷却速率较小时,界面液相溶质浓度均匀化程度较好,且界面推进速度较小,导致界面处于较稳定的状态;随着冷却速率的升高,界面处液相溶质浓度均匀化减弱,界面推进速度加剧,致使固相中溶质浓度呈阶梯状增加,波动程度加剧。

2.3 溶质扩散系数对枝晶微观偏析的影响

原子的扩散决定着微观偏析的程度,对于过冷熔体的凝固过程而言,原子的扩散包含两部分——液相中溶质扩散和固相中溶质扩散。传统理论认为液相扩散速率较快,对微观偏析贡献小,而固相扩散较慢是形成微观偏析的重要原因。为了进一步分析液相扩散系数及固相扩散系数的变化对微观偏析的影响规律,分别模拟了液相扩散系数为3×10-5 cm2/s、5×10-5 cm2/s和8×10-5 cm2/s,固相扩散系数为3×10-7 cm2/s、5×10-7 cm2/s和8×10-7 cm2/s时枝晶凝固过程的溶质浓度分布,仍沿AB取点读取固相溶质浓度的数值。

图3为不同液相溶质扩散系数对应的固相溶质浓度曲线。从图3中可以得出,液相溶质扩散系数越小,其微观偏析越严重。这是因为当液相溶质扩散系数很小时,界面处溶质富集严重且来不及广泛地扩散,致使固液界面处溶质梯度不断升高,微观偏析加剧。另外,随着液相扩散系数的增大,固相中溶质的波动不断减小。这是由于液相溶质扩散系数越高,界面处溶质均匀化程度越高,凝固后固相中溶质的浓度突变的趋势减小。

图4为不同固相溶质扩散系数对应的固相溶质浓度曲线。在经典理论中,由于固相中溶质扩散系数很小,一般可假定为零,即DS=0;而实际金属凝固过程DS的大小会影响固相中溶质偏析程度,本实验通过设定不同的固相溶质扩散系数值来研究凝固过程中微观偏析的变化规律。

从图4整体上看,微观偏析程度变化受固相溶质扩散系数的影响很小。对比图4中3条曲线可以发现,在枝晶中心附近,固相中溶质浓度曲线基本重合,而远离中心点大约50个元胞的外围区域,固相溶质浓度波动明显。这主要是因为枝晶凝固前期固相中的溶质成分很小,致使溶质扩散系数的轻微变化不足以引起大的波动,随着溶质浓度的增加,扩散系数变化带来的影响加剧,即溶质浓度波动突显。从图4还可以得出,Fe-C合金快速凝固过程中,固相中溶质的扩散可以忽略不计。

3 结论

(1)基于CA法对Fe-C二元合金在过冷熔体中的枝晶生长过程进行了模拟,有效地将溶质浓度区分为液相中的溶质浓度和固相中的溶质浓度,真实地再现了枝晶的生长过程。

(2)对比分析了不同冷却速率下一次枝晶臂上固相溶质浓度的变化规律。结果表明,随着冷却速率的升高,固相溶质波动不断加剧,枝晶偏析程度增大,但其增大趋势逐渐趋缓。

(3)讨论了不同液相溶质扩散系数与固相溶质扩散系数对枝晶偏析的影响规律。结果表明,当液相扩散系数变化时,液相溶质扩散系数越小,其微观偏析越严重,此外,随着液相扩散系数的增大,固相中溶质的波动不断减小;当固相溶质扩散系数变化时,在枝晶中心附近,微观偏析程度基本相同,而远离中心点大约50个元胞的外围区域,微观偏析波动明显。

摘要：利用元胞自动机法对Fe-C二元合金过冷熔体中枝晶的生长过程进行了模拟,其中明确地将液相溶质浓度与固相溶质浓度区分开,并探讨了冷却速率、液相溶质扩散系数以及固相溶质扩散系数对枝晶偏析的影响规律。模拟结果表明:随着冷却速率的增大,固相中溶质浓度波动不断加剧,且枝晶偏析程度增大,但偏析程度的增大趋势逐渐减缓;当液相扩散系数变化时,液相溶质扩散系数越小,其微观偏析越严重,此外,固相中溶质的波动随液相扩散系数的增大而减小;当固相溶质扩散系数变化时,在枝晶中心附近,微观偏析程度基本保持一致,而在远离中心点的外围区域,微观偏析程度的波动十分明显。