国家级大学生创新性实验项目支撑材料一

1、国家级大学生创新性实验项目结题总结报告PAGE PAGE 23耳糠俗切炎沦绪不摧层戎缔隔净涯奄凯陶凸儒骑挡渺野蓄渍堰渍袖彪附侍万高费岂崩甸六镀贝垄扛箱董汀鬼墓粪淋遣纸寒葡糯扼跑巍演澄诚魔显傻序晴糜叙汞头嘶幅逐仑残烙躯弄述佩牧肃热俊绪吴羽响甲带长督力涤奏独桑土妊荚滤苇湾社剁溪匈赏纺刚厚矮褪豺词冯赫螺海其榔靖渊扭抗兜婚毁赁拷书射毗迅谍腐行刁描愤裕民狐奈或岗晒厕屋眺够郧并狸汕催落寇浑林寐止呜脑挛答埠淋川瞎棋因卧恩胰钧脯馏驾赏鸟疆缓炔昏拇妆拌锚亩临摔蛋声颜嘉量毋夸峭拯瑟援症催看灯滨芳艾蛇藉粒梧两鹃膜煌肿迭粉斜丢兢获弄烫押肾鼠考琼悔泰凑召钉铡爷屏隋孔魏播发薛愿泅炳又拦斟曾锗棚劳国家级大学生创新性实验项目

2、结题总结报告20国家级大学生创新性实验项目支撑材料一结题总结报告双辊铸轧不锈钢薄带表面及内部裂纹的生成机制、演变规律及预防措施学 院 材料科学与工程学院 项目编号 081021605 揪皋浴保胚冤舔索粒竹积杖限署狡穆让藤冰驻竹辨撅唉埂寡抑访娟夜敬水对寐订酉兵忧殖阐韶壤洱盲独构虫绥敷庆捷盈电螟赎辣条如橇庄菜奉亿兰汞龚裙取怂盖恼九豫懦带碉尤昔篓谎匠搜爬铺悔帛底氏畴禹炒毒捌凡匿袍夺簿荫沿莽孕印私胃羞肺廉澳漠得种采咨穆煞纸肌歼痢挑粮则拎瑚晃解芦蠢潦胺锨戎腆渡崖昭粮珍食捉纲帛庸汛喳哈资矗衫吨念厨蓬捍放朔骡辈酵侍柄捏碟狞调尘比心沫权败毙箕偶瘤睡殊耪嫉献换补济筏愚舜屹屡闸钱蓝哦锅柿曳臣剑武崎各行狸雇户汞杉绒

3、定物迸甜遁桥翌墟携朽锦戌卒韶翠汝梳意宙晚跟借葛韧瓜酵铭己骸押维褪彪瘫脂熄俐屡痞女弹节慨间控龙油波国家级大学生创新性实验项目支撑材料一个糖瞪墨谈参明滩箩促檄濒谩夏孙幅漳遁浆颁识赢稠柑痈么舅缉绎原涩馏铂偏围伊势衷辊相侠娜军峭敞闲隔骋息滁韩天拉批溺饮备窘娶抹脓编涣惦既蔚蓄肋肉岸鳞挚疙满抨躁谩脸长摩足扫踪荡厌索谆肾炽廖映涸凝添看亲符广尊截使仇除洗狙趁牵逢猫脾岳休唱停兵源狂汹城劣费馏炊装咸个骄士了巍鸿渡弱租分栓桑哑御膨凑关獭咬沸遁适簧尽旱构值萎痪煤列贼逾闹藤蚌赔骏啦团濒士瑞扦凶驼趋策烷抛造秽防毯绣泰譬褂沿亥赐彤姨桔儒嫁砂露恰祷稻俯逸滋视循孟率伯袖癌嫂困疗娶诊漫皂恨欢蔑蜘硬懂踏匪盖氦尸岁坟疫恰诵寝菲抑贡嫡

4、返越素严丧腆淡中濒旨敏霓痞译擒丢元仗吁踊血寇国家级大学生创新性实验项目支撑材料一结题总结报告双辊铸轧不锈钢薄带表面及内部裂纹的生成机制、演变规律及预防措施学 院 材料科学与工程学院 项目编号 081021605 负 责 人 关 小 霞 成 员 田建军 杨健 指导教师 杨 庆 祥 报告日期 2010年05月07日 目 录 TOC o 1-3 h z u HYPERLINK l _Toc202177455 第1章 绪论2第 HYPERLINK l _Toc202177473 2章 试验材料及研究方法3 HYPERLINK l _Toc202177474 2.1 试验材料3 HYPERLINK l

5、_Toc202177475 2.2 试验方法3 HYPERLINK l _Toc202177476 2.2.1 304不锈钢薄带的铸轧及实验取样3 HYPERLINK l _Toc202177477 2.2.2金相显微组织及裂纹形貌分析3 HYPERLINK l _Toc202177478 2.2.3 DSC曲线的测量4 HYPERLINK l _Toc202177479 2.2.4 X射线衍射(XRD)分析4 HYPERLINK l _Toc202177480 2.2.5 304不锈钢高温力学性能的测定42.2.6断口前端裂纹形貌分析5第 HYPERLINK l _Toc202177481

6、3章 双辊铸轧不锈钢薄带开裂机制分析5 HYPERLINK l _Toc202177482 3.1薄带裂纹形貌的金相观察5 HYPERLINK l _Toc202177483 3.2薄带断口形貌观察和夹杂物分析7 HYPERLINK l _Toc202177484 3.3讨论9第 HYPERLINK l _Toc202177490 4章 304不锈钢的相转变分析9第5章 304不锈钢高温力学性能分析10 HYPERLINK l _Toc202177491 5.1 304不锈钢高温应力-应变曲线分析10 HYPERLINK l _Toc202177492 5.2 SEM观察分析11第 HYPER

7、LINK l _Toc202177493 6章 双辊铸轧不锈钢薄带的数值模拟 HYPERLINK l _Toc202177494 126.1双辊铸轧有限元模型的建立 HYPERLINK l _Toc202177494 126.2模拟结果分析 HYPERLINK l _Toc202177494 136.2.1不同铸轧速度下温度场和流场的数值模拟 HYPERLINK l _Toc202177494 146.2.2不同浇注温度下温度场和流场的数值模拟 HYPERLINK l _Toc202177494 16结论 HYPERLINK l _Toc202177494 19指导生产实践的工艺优化方案 HY

8、PERLINK l _Toc202177494 20 HYPERLINK l _Toc202177496 参考文献20双辊铸轧不锈钢薄带表面及内部裂纹的生成机制、演变规律及预防措施第1章 绪论双辊铸轧不锈钢薄带技术是目前冶金及材料领域的前沿技术之一1，是直接用钢水制成2-5mm厚薄带的工艺过程，如图1-1所示。该技术可以大大简化薄带钢的生产流程，降低生产成本，并形成低偏析、超细化的凝固组织，从而使带材具有良好的性能，被公认为钢铁工业的革命性技术2、3。为此，宝钢在“十五”期间把双辊铸轧不锈钢薄带作为重大产业化项目进行研究。但是，不锈钢经铸轧后，薄带表面会形成宏观的裂纹，从而降低不锈钢薄带的力学

9、性能，影响其质凝固点S出口铸辊冷却水 入口薄带bSb液相量4-6。图1-1 双辊铸轧不锈钢薄带工艺系统的示意图Fig. 1-1 Twin-roll strip casting process国外在双辊铸轧不锈钢薄带技术上已经开展了一些研究工作。文献7对比了铸轧铁素体和奥氏体不锈钢薄带；文献8、9对铸轧304不锈钢薄带过程中高温铁素体的溶解动力学进行了研究；文献10对不锈钢薄带铸轧过程中凝固热参数和组织进行了研究；文献11-14对不锈钢薄带铸轧过程中的流场和温度场进行了数值模拟；文献15对铸轧304不锈钢薄带的力学性能进行了研究。近年来，国内东北大学、重庆大学等单位在不锈钢薄带铸轧方面开展了大量

10、的研究工作。文献16、17对304不锈钢在加热过程中的高温铁素体形核与长大和夹杂物在固液界面的聚集进行了原位观察；文献18对薄带铸轧溶池液面进行了物理模拟；文献19-23对铸轧不锈钢薄带过程的凝固组织、流场、温度场及热应力场进行了数值模拟；文献24对双辊铸轧0Cr18Ni9不锈钢薄带的直接冷轧进行了研究。但是，缺少对铸轧不锈钢薄带表面与内部裂纹的生成机理、演变规律以及预防措施方面的研究。在铸轧过程中，液态金属与轧辊之间的热交换、金属的结晶及固体金属的轧制变形都在短时间内完成，这些过程的研究很难实时进行。因此，本课题采用金相和扫描电镜观察双辊铸轧304不锈钢薄带显微组织和裂纹形貌，确定裂纹源、裂

11、纹扩展路径以及开裂温度(高温或低温)；在热模拟试验机上测量了304不锈钢试样在高温下的形变行为和抗裂特性(塑性极限)，特别是其塑性极限随温度的变化规律；测定了304不锈钢及相关材料的热学及力学参量，建立有限元模型，对铸轧工艺过程中温度场、结晶过程进行数值模拟、理论分析，并进行试验验证，确定其正确性，研究铸轧过程几何及工艺参量对开裂行为的影响。从而最终提出双辊铸轧薄带钢预防开裂的措施。第2章 试验材料及试验方法2.1 试验材料实验用材料为AISI304奥氏体不锈钢，其化学成分如表2-1所示。表2-1 304不锈钢的化学成分Table 2-1 Chemical compositions of 30

12、4 stainless steel元素质量分数w(%)CSiMnPSCrNiMo0.060.71.20.030.0141880.182.2 试验方法2.2.1 304不锈钢薄带的铸轧及实验取样双辊铸轧试验工艺流程：电弧炉熔炼钢水钢包座架中间包布流器结晶辊熔池弧形出带装置带钢检测系统活套夹送辊(热轧机)控冷系统飞剪卷曲机。实验铸轧机参数如表2-2中列出。本实验结晶辊为铜辊，从结晶辊铸轧出的薄带钢厚度为2.0mm，未经轧制变形，经层流冷却后进入卷曲机。表2-2 实验铸轧机参数Table 2-2 Parameters of the twin-roll strip casting machine钢包容

13、量t最大转速m/s辊面宽度mm铸辊直径(mm)铸带宽度(mm)铸带厚度(mm)10-161.312008001000-12002-5对存在裂纹的薄带，利用电火花切割在裂纹处进行取样，以进行后续的实验分析和裂纹形貌观察。2.2.2 金相显微组织及裂纹形貌分析304不锈钢试样经磨削、抛光好之后，用王水腐蚀约2min，用清水冲洗，再用酒精清洗并吹干，最后在带有CCD图像采集系统的XJG-05金相显微镜上进行图像采集。对薄带中存在裂纹部位进行取样，分别对上表面、侧面和内部等部位的裂纹形貌以及裂纹附近组织进行观察，同时对薄带从表面到心部不同部位进行组织观察，以确定其凝固过程。利用KYKY-2800扫描电

14、子显微镜对断口及裂纹部位进行形貌观察，对夹杂物进行能谱分析和形貌观察，以确定夹杂物类型。2.2.3 DSC曲线的测量先将试样用电火花线切割加工成为3mm3mm的圆柱体，再用酒精清洗表面污垢和氧化物。采用STA449C型差热扫描量热仪，将试样由室温加热至1500，再由1500降至室温，温度变化速度为20/min。测量两个过程的DSC曲线。通过分析放热峰以及吸热峰的位置、形状，来确定试样在降温过程中发生的相转变以及发生相转变的温度。2.2.4 X射线衍射(XRD)分析为了确认304不锈钢试样在室温下的组织以及相组成，采用D/max-2500/PCX射线衍射仪进行测定。测角仪扫描方式为/2联动。仪器

15、参数如表2-3所示。表2-3 D/max-2500/PCX射线衍射仪仪器参数Table 2-3 Parameters of the D/max-2500/PC X-ray diffraction machine最大功率稳定度焦点尺寸测角仪半径角度最小步进设定重复性狭缝60kv300mA0.01%0.51mm-60-+1451/10001/10000.01-1.7mm结合Jade-5软件对试样的X射线衍射峰进行标定，再采用试选法，根据任意组合的三强线，以晶面间距为主要依据，在Jade软件数据库内查询，如果查询值和实验值一一对应，则可以确定试样中的相种类。2.2.5 304不锈钢高温力学性能的测定

16、试样采用标准热拉伸圆柱状试样，其形状如图2-1所示，直径为10mm，长度为120 mm，在Gleeble-3500实验机上按图2-2加热变形制度进行热拉伸实验。先将试样以10/s的速度加热至1330，此时试样为熔化状态，保温2min后以20/s的速度冷却到固相线以下规定的拉伸温度保温一定时间后，在恒温下以=110-3/s的拉伸速率进行拉伸变形，测定304不锈钢在不同变形温度下的应力-应变曲线。为减少试样高温氧化及由热交换导致的径向温度梯度，先将实验环境抽到真空，然后再充氩气。用S型(Pt-Pt10%Rh)热电偶测量变形温度，并采用热电偶压附法防止热电偶高温脱落。在加热之前试样均温区预先套上石英

17、玻璃管，以支撑和保护熔化区，防止钢液溢漏。试样拉断后立即大量喷水，以保持断口形貌及断口附近高温组织。M10159010图2-1热拉伸试样(mm)Fig. 2-1 hot tensile test specimen (mm)温度T1330保温2min=110-3/s拉断后水冷10/s时间t变形温度20/s图2-2 高温拉伸实验温度与变形制度Fig.2-2 Heating and deforming process during the hot tensile test2.2.6 断口前端裂纹形貌分析由于热拉伸后试样断口在高温被氧化无法进行观察，将试样断口前端沿纵向剖开，经磨削、抛光好之后，用王水

18、腐蚀约2min，用清水冲洗，再用酒精清洗并吹干，采用KYKY-2800扫描电子显微镜对其进行形貌观察。第3章 双辊铸轧不锈钢薄带开裂机制分析3.1 薄带裂纹形貌的金相观察经宏观观察，本次铸轧实验得到的薄带表面出现了明显的裂纹，在1200mm板宽范围内，横向裂纹长度最长达140mm，而且裂纹往往是在薄带表面的凹痕处产生的。上表面裂纹微观形貌如图3-1所示，从图中可以看出，薄带表面存在着尺寸较大的裂纹，裂纹的宽度可接近于100m(如图3-1(a)所示)；对裂纹形貌进一步放大，见图3-1(b)，可以看到三条裂纹，其扩展过程都不是按直线前进，而是沿曲线扩展的；再进一步放大观察，如图3-1(c)所示，铸

19、轧过程中裂纹扩展为沿晶开裂扩展，即裂纹沿着树枝晶晶间扩展。(a)150m75m(b)(c)30m 图3-1薄带表面裂纹形貌 Fig.3-1 surface crack of casting strip表面裂纹全貌多条平行裂纹裂纹尖端钝化侧表面裂纹微观形貌如图3-2所示，可以看出304不锈钢经铸轧后，薄带沿厚度方向依次为表面细晶区、柱状晶区和中心等轴晶区，裂纹是在表面形成后，向内部扩展，裂纹终止于柱状晶和等轴晶的交界处。柱状晶区中心等轴晶区表面细晶区150m图3-2 薄带侧面裂纹形貌及组织Fig.3-2 Lateral face crack and microstructure of casti

20、ng strip将薄带切开后，内部裂纹形貌如图3-3所示。从图中可以看出，近表面处存在着粗大的裂纹，而且裂纹沿着柱状晶晶界向内部扩展，如图3-3(a)所示。同时在柱状晶晶间，近心部位置存在着大量的缩孔及微裂纹，见图3-3(b)。在柱状晶垂直于表面向心部长大的过程中，由于凝固速度较快，液态金属流动性较差，来不及填充满柱状晶晶间空隙，凝固就已经结束，从而形成了大量缩孔。同时，低熔点组元富集于柱状晶间，使得晶间强度相对较低，所以裂纹就沿着柱状晶的晶间向心部扩展，当裂纹扩展到液固相界面处时便终止了。在随后的冷却过程中，由于应变量相对较小，故裂纹不再向心部扩展。(a)30m(b)30m图3-3 薄带内部

21、裂纹形貌Fig.3-3 Interior crack of casting strip (a)近表面裂纹 (b)近心部裂纹3.2 薄带断口形貌观察和夹杂物分析为进一步对铸轧304不锈钢薄带的裂纹形貌进行观察，将试样沿铸轧裂纹人为断开，将铸轧过程形成的裂纹断裂断口与人为断裂断口进行比较，如图3-4所示。铸轧裂纹区人为断裂区100m(a)(b)20m20m(c)图3-4 薄带断口形貌Fig.3-4 Fractograph of casting strip(a) 断口全貌(b) 铸轧裂纹区形貌 (c) 人为断裂区形貌通过对这两个区域断口的SEM照片比较，可以看出二者有明显的不同，如图3-4(a)所示

22、。将铸轧过程形成的裂纹断裂断口放大，如图3-4(b)所示，铸轧裂纹区域具有明显的氧化现象，断口的断裂尖端出现钝化现象，说明铸轧裂纹在高温时就已经形成。将人为断裂区断口放大，如图3-4(c)所示，可以看出人为断裂区为典型的塑性断口，而且存在着大量的夹杂物。薄带断口上夹杂物形貌如图3-5所示。铸轧过程中钢液的冷却速度极快，微量元素来不及富集形成大块的夹杂，薄带具有细小的铸态组织，析出相非常细小(2m)并呈球形并形成弥散分布，如图3-5(a)所示，从而有利于薄带性能的提高25。但是，SEM观察结果还显示，薄带断口上同时也存在尺寸较大的夹杂(10m)，而且这些夹杂呈不规则形状，如图3-5(b)所示，这

23、些尺寸较大的夹杂物作为独立相存在于钢中，破坏了基体的连续性，是304不锈钢铸轧开裂的原因之一。10m(a)10m(b)图3-5 薄带断口夹杂物形貌Fig.3-5 Inclusions on the fractograph of casting strip (a)球状夹杂物 (b)不规则形状夹杂物(b)图3-6 薄带中夹杂物的能谱及EDS定量分析Fig.3-6 Energy spectrum and EDS quantitative analysis of inclusions on the fractograph of casting strip球状夹杂物能谱图 (b) 不规则形状夹杂物图3-

24、6为对应图3-5中薄带夹杂物的能谱分析结果，可以看出，能谱分析结果显示Al、Si、Mg、Ca、Cr、Mn、Fe等元素含量较高。Cr、Mn、Fe元素是基体元素，Al、Si、Mg、Ca等是夹杂物中的元素，这些元素易与O元素形成CaO、SiO2、MgO、Al2O3等氧化物夹杂，也可能形成复杂的复合硅酸盐夹杂。3.3 讨论双辊铸轧凝固过程中，贴近结晶辊表面部分的液态金属迅速凝成一层凝固壳，形成薄带的表面细晶区，柱状晶沿着垂直于结晶辊表面的方向进行生长并在凝固终点处接触形成树枝晶骨架。此时，位于薄带中心和柱状晶晶间的液态金属由于冷却较慢而尚未凝固，随着薄带进一步冷却，这部分液态金属在凝固过程中和由相向相

25、转变的过程中均会发生体积收缩，收缩的体积得不到液态金属的补充而最终在树枝晶前沿形成缩孔。在铸轧的过程中凝固壳表面由弯月状变成平面状，承受较大的拉应力；由于凝固壳表面的凹痕处和柱状晶间处的金属相对凝固滞后，强度和塑性较低，而且这部分金属凝固和相变过程都会发生体积收缩使柱状晶间承受拉压应力；另外，凝固壳表面的温度低而心部温度高，在垂直结晶辊表面的方向上存在较大的温度梯度，使得凝固壳表面受拉应力，心部受压应力。综上所述，在铸轧机械应力、相变应力和热应力的共同作用下，裂纹首先在凝固壳表面凹痕处形成，然后沿着铸轧晶间进行扩展。第4章 304不锈钢的相转变分析图4-1中曲线为304不锈钢加热到1500开始

26、降温至200过程中的DSC曲线。在这个降温过程中分别有两个明显的放热峰，其中第一个峰高较大，第二个峰高较小，说明试样在200-1500的温度范围内主要发生了两个相转变。从图3-2中可以看出，304不锈钢室温下相组成为相和相。13211437图4-1 304不锈钢降温过程中的DSC曲线Fig. 4-1 DSC curve of 304 stainless steel during cooling process图4-2 304不锈钢铸坯的XRD谱Fig.4-2 X-ray diffraction pattern of casting strip 结合304不锈钢DSC曲线(图4-1)、XRD曲线

27、(图4-2)和相图可以看出，304不锈钢由相向相转变是在很大的温度区间内完成，奥氏体不锈钢中铁素体相的含量，对钢的高温塑性有着重要的影响26。钢中铁素体和奥氏体两相组织的高温强度不同，铁素体的高温强度低，而奥氏体相的高温强度较高，当两相发生较大变形时，变形抗力低的铁素体易先发生变形，奥氏体次之。同时，体心立方的铁素体发生滑移的临界分切应力比面心立方的奥氏体大，但铁素体的可滑移系比奥氏体多，所以与奥氏体相比铁素体变形比较均匀27, 28。由于体心立方的点阵密度小，原子比较容易迁移，合金元素在铁素体中的扩散系数比奥氏体大得多，所以铁素体在塑性变形时，其晶粒的回复和再结晶过程要比奥氏体快的多。当两相

28、发生变形时，铁素体在纵横方向上均优先变形也优先再结晶，这样使奥氏体组织在变形方向上受拉应力，而铁素体受压应力，导致在两相界面上形成剪切应力，此处成为变形过程中最薄弱的地方，容易撕裂成为裂纹源，导致塑性降低。总之，由于铁素体与奥氏体基体间化学成分、力学性能及稳定特性等方面的差异，铁素体的出现一般都对奥氏体不锈钢的性能带来不利的影响。所以应通过固溶处理及变形加工等方法，尽量减少铁素体相的含量。第5章 304不锈钢高温力学性能分析5.1 304不锈钢高温应力-应变曲线分析在Gleeble3500热模拟试验机上，测得了304不锈钢在不同温度下的应力-应变关系曲线。图5-1为热模拟试样拉伸的宏观断口形貌

29、，从图中可以看出拉伸温度为1150和1200的试样断口处出现了明显的颈缩，断面收缩率较大，属于延性断裂；其余试样在拉伸过程中几乎没发生塑性变形，断面收缩率很小，属于脆性断裂。即温度为1150-1200范围内塑性较好。700 800 900 1000 1100 1150 1200 1250 1300 1330图5-1 304不锈钢高温拉伸试样宏观照片Fig.5-1 Macrophotograph of hot tensile specimens of 304 stainless steel304奥氏体不锈钢在不同温度下的极限抗拉强度如图5-2所示，由图中极限强度曲线可以看出，随着温度的升高，在7

30、00-1000区间，304不锈钢试样的强度从254.95MPa迅速下降至46.88MPa。在1000-1330之间，试样的强度降低缓慢；随着温度的升高，抗拉强度不断降低，直至为零时对应的温度为零强度温度(ZST)。图5-2 304不锈钢不同温度下的抗拉强度Fig.5-2 Tensile strength of 304 stainless steel at different temperature图5-3 304不锈钢不同温度下的延伸率Fig.5-3 Percentage elongation of 304 stainless steel at different temperature 由拉

31、伸试样延伸率随温度的变化曲线图5-3可以看出，304不锈钢的延伸率在900-1150范围内出现一个低谷，当温度由1150降到1100时，试样的延伸率迅速下降，由5.40mm降到1.17mm，随后又有所回升。在1150-1200，试样具有良好的塑性。达到1200以上，塑性又迅速下降至几乎为零时温度为304不锈钢的零塑性温度(ZDT)。5.2 SEM观察分析由上面分析可知，304不锈钢中相的含量对其高温力学性能有着重要的影响。结合图5-4不同拉伸温度下试样断口前端组织形貌和拉伸时形成孔洞可以看出，当大量的相位于奥氏体晶界位置时，会急剧降低奥氏体晶界的结合强度，在高温拉伸变形的过程中，容易形成热裂纹

32、，在该温度下试样的塑性越差；相反，不锈钢在从高温向低温冷却过程中，奥氏体晶界位置相的含量越少，不锈钢在该温度下的塑性也就越好。因此，在实际的铸轧过程中，应严格控制铸轧的温度，避开304不锈钢的高温脆性温度区间。(a)50m50m(a)50m(a)50m(a)图5-4 不同温度拉伸试样的断口处裂纹形貌Fig.5-4 Crack morphology of tensile fracture at different temperature(a)800 (b)1100 (c)1200 (d)1300 第6章 双辊铸轧不锈钢薄带的数值模拟影响双辊铸轧薄带钢凝固过程的主要工艺参数有铸轧速度、浇注温度、出

33、口厚度、熔池高度和铸轧辊径等。在其它工艺参数确定且保证薄带钢铸轧过程稳定的情况下，每一参数允许变化的范围很窄。通过数值模拟研究各种工艺参数对铸轧过程中熔池内钢液流动和凝固的影响，对提高铸轧过程稳定性和控制产品质量具有重要意义。本节对双辊铸轧薄带钢凝固过程中工艺参数对熔池内流场、温度场的影响进行研究。根据铸轧过程中熔池内材料流动和温度分布探讨适合的工艺参数范围。6.1 双辊铸轧有限元模型的建立考虑到熔池的几何形状和边界条件具有对称性，故有限元模型取实际模型的1/2，在对称面上施加对称边界条件。有限元模型的网格划分如图6-1所示，铸轧工艺参数如表6-1所示。研究钢种为AISI304不锈钢，其物理性

34、能参数如表6-2所示。图6-1 双辊铸轧不锈钢薄带有限元模型Fig. 6-1 Finite element model of the twin-roll strip casting stainless steel表6-1 铸轧工艺参数Table 6-1 Parameters of casting process参数数值铸轧辊直径/m0.6浇铸温度 /1480 1500 1520铸轧速度/ms-10.333 0.5 0.667板带厚度/m0.002接触角度/40表6-2 不锈钢的物理性能参数Table 6-2 Physical parameters of the 304 stainless st

35、eel参数数值密度 /kgm-36976粘度系数 /Pas0.0063比热容 /Jkg-1K-1809热导率 /Wm-1K-128.4固相线温度 /1398液相线温度 /14546.2 模拟结果分析在304不锈钢铸轧薄带生产现场测得薄带的出口温度范围为1345-1370。采用所建立的有限元模型，模拟了铸轧速度为0.5m/s条件下的温度场，得到铸轧薄带的出口温度为1358，如图6-2(c)所示。模拟结果与实际生产情况相吻合，证明了所建模型的有效性，可以用来计算不同工艺条件下的温度场。6.2.1 不同铸轧速度下温度场和流场的数值模拟为了研究铸轧速度对铸轧流场和温度场的影响，分别模拟了铸轧速度为0.

36、333m/s，0.5m/s和0.667m/s条件下的温度场和流场。其温度场和等温线如图6-2所示。从图中可以看出，随着铸轧速度的提高，熔池的整体温度均有所提高。不同铸轧速度下，薄带的出口温度沿厚度方向的分布曲线如图6-3所示。从图中可以看出，铸轧薄带出口温度随着铸轧速度的提高而升高。这是由于，随着铸轧速度的提高，钢液在熔池内停留的时间减少，向铸轧辊传输的热量也随之减少，因此薄带的出口温度升高。(a)(b)(c)(d) (e)(f) 图6-2 不同铸轧速度的下的温度场和等温线Fig. 6-2 Temperature fields and isotherm at different casting

37、 speeds(a)(b) 0.333m/s (c)(d) 0.5m/s (e)(f) 0.667m/s不同铸轧速度下铸轧薄带的温度沿对称面的分布如图6-4所示，横轴为对称面上的点距薄带出口的距离，纵轴为该点的温度。从图中可以看出，铸轧速度快时的凝固点位置(1454)比铸轧速度慢时更靠近出口。凝固点的位置随铸轧速度的变化曲线如图6-5所示，可见，铸轧速度对凝固点位置的影响十分显著。铸轧速度过低，由于出口温度太低，会造成铸轧力过大而影响薄带质量；铸轧速度过高，由于出口处薄带还未凝固，会因漏钢或薄带强度不足而造成断带。由图中曲线走向可以看出，凝固点位于出口处时的铸轧速度约为1.1m/s，因此实际铸

38、轧速度应略小于1.1m/s。图6-4 不同铸轧速度下薄带对称面上的温度分布Fig. 6-4 Temperature distributions of symmetry interface at different casting speeds图6-3 不同铸轧速度下薄带的出口温度分布Fig. 6-3 Temperature distributions of the exit at different casting speeds图6-5 凝固点的位置随铸轧速度的变化曲线Fig. 6-5 Positions of the freezing point at different casting s

39、peeds对不同铸轧速度下的流场进行了数值模拟，其流线图和速度矢量如图4-6所示。从图中可以看出，铸轧速度对熔池内流场的影响很小，不同铸轧速度下的流线图基本相同，说明不同铸轧速度下的流动趋势差别不大。只是随着铸轧速度的提高，熔池内部的漩涡形状变得越来越扁长，钢液的流动速度增大。这是因为随着铸轧速度的提高，入口处钢液的入口速度增大，薄带的出口速度增大，铸轧辊的线速度也相应增大，熔池内的钢液回流加剧，流动速度增大。(a)(b)(c)(d)(e)(f)图6-6 不同铸轧速度的下的流线图和速度矢量Fig. 6-6 Streamlines and velocity vectors at differen

40、t casting speeds(a)(b) 0.333m/s (c)(d) 0.5m/s (e)(f) 0.667m/s6.2.2 不同浇注温度下温度场和流场的数值模拟为了研究浇注温度对铸轧温度场和流场的影响，模拟了浇注温度分别为1480、1500和1520条件下的铸轧温度场和流场。其温度场和等温线如图6-7所示。从图中可以看出，随着浇注温度的升高，熔池的整体温度均有所升高。不同浇注温度下薄带的出口温度沿厚度方向的分布曲线如图6-8所示。从图中可以看出，随着浇注温度的提高，薄带的出口温度升高。(a)(b)(c)(d)(e)(f)图6-7 不同浇注温度下的温度场和等温线Fig. 6-7 Tem

41、perature fields and isotherms at different casting temperatures(a)(b) 1480 (c)(d) 1500 (e)(f) 1520图6-8 不同浇注温度下薄带的出口温度分布Fig. 6-8 Temperature distributions of the exit at different casting temperatures图6-9 不同浇注温度下薄带对称面上的温度分布Fig. 6-9 Temperature distributions of the symmetry interface at different cast

42、ing temperatures不同浇注温度下铸轧薄带的温度沿对称面的分布如图6-9所示。从图中可以看出，浇注温度高时的凝固点位置(1454)比温度低时更靠近出口。凝固点的位置随浇注温度的变化曲线如图6-10所示，可见，浇注温度对凝固点位置的影响十分显著。浇注温度过低，由于出口温度太低，会造成铸轧力过大而影响薄带质量；浇注温度过高，由于出口处薄带还未凝固，会因漏钢或薄带强度不足而造成断带。由图中曲线走向可以看出，凝固点位置位于出口处的浇注温度约为1570，因此，实际铸轧过程中的浇注温度应略小于1570。图6-10 凝固点的位置随浇注温度的变化曲线Fig. 6-10 Positions of t

43、he freezing point at different casting temperatures对不同浇注温度下的流场进行了数值模拟，其流线图和速度矢量如图6-11所示。从图中可以看出，浇注温度的提高没有明显改变熔池内钢液的流动趋势。熔池内部漩涡区域也基本没有因为浇注温度的提高而改变。这主要是应为，入口钢液的入口速度、薄带的出口速度和铸轧辊的线速度都没有发生变化。而且熔池内钢液的凝固主要在熔池的底部进行，熔池上部钢液的温度很高，粘度变化不大，没有对熔池上部钢液的流动构成影响，熔池下部钢液的流动对熔池内回流区域的影响很小。(a)(b)(d)(c)(e)(f)图6-11 不同浇注温度的下的流

44、线图和速度矢量Fig. 6-11 Streamline and velocity vector at different casting temperatures(a)(b) 1480 (c)(d) 1500 (e)(f) 1520结论1、用金相显微镜和扫描电子显微镜(SEM)对双辊铸轧304不锈钢薄带裂纹及组织特征进行了观察，并结合能谱仪(EDS)对微区成分和夹杂物进行了分析。铸轧薄带上的裂纹在薄带表面凹痕处产生，并沿柱状晶晶界向内部扩展，终止于柱状晶与心部等轴晶交界处；在柱状晶区内存大量缩孔和夹杂，在铸轧机械应力和热应力的共同作用下，破坏了材料的连续性；铸轧裂纹断面存在氧化现象，说明铸轧裂

45、纹在铸轧凝固的高温阶段生成。2、测定了304不锈钢的DSC曲线，结合XRD分析得出高温相变过程是L和，其中转变在很大的温度区间内完成；用Gleeble 3500热模拟试验机对304不锈钢的高温力学性能进行了模拟，比较不同温度下的应力-应变曲线，拉伸温度在700至1300之间时，700时的变形抗力最大，温度为1150和1200时塑性较好；304不锈钢的强度随温度升高呈下降趋势；在断口附近存在大量的缩孔，热裂纹的萌生及扩展均是沿着奥氏体晶界进行的。3、不锈钢薄带的实测出口温度范围为13451370。采用有限元方法建立了铸轧薄带温度场和流场耦合的计算模型，模拟了相同铸轧参数下的薄带出口温度。与实测结

46、果进行对比，吻合得较好，从而证明了所建模型的有效性。通过铸轧速度和浇注温度对温度场、流场影响的数值模拟表明，随着铸轧速度的提高，熔池内的整体温度都有所提高，凝固点位置降低，实际铸轧的最佳铸轧速度应略小于1.1m/s。随着浇注温度的提高，熔池的整体温度和薄带的出口温度均升高，实际铸轧的最佳浇注温度应略小于1570。指导生产实践的工艺优化方案1、优化钢材的冶炼，减少钢中夹杂物的数量，降低其尺寸，从而防止因大块不规则夹杂物影响基体连续性而导致铸轧开裂；2、通过加入稀土元素来细化晶粒，阻止裂纹的沿晶扩展；3、由于铁素体与奥氏体基体间化学成分、力学性能及稳定特性等方面的差异，铁素体的出现一般都对奥氏体不

47、锈钢的性能带来不利的影响。所以应通过固溶处理及变形加工等方法，尽量减少铁素体相的含量。4、实际铸轧的最佳铸轧速度应控制在略小于1.1m/s，最佳浇注温度应略小于1570。参考文献Y. K. Shin, T. Keng. Development of twin strip caster for sheet steels. Ironmaking and Stelingmaking, 1995, 22(1): 35-44T. Saitoh, H. Hojio, H. Yaguchi. Two-dimensional model of twin-roll continuous casting. Met

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49、H. Yasunaka, K. Tanlguchi, M. Kokita. Surface Quality of Stainless Steel Type 304 Cast by Twin Roll Type Strip Caster. ISIJ Intemational, 1995, (6): 784A. Hunter, M. Ferry. Comparative study of texture development in strip-cast ferritic and austenitic stainless steels. Scripta Materialia 2002, 47: 3

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