莫永達，姜雁斌, 2，劉新華, 2，謝建新, 2

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HCCM水平連鑄黃銅管坯表面點狀缺陷的形成機理與控制

莫永達1，姜雁斌1, 2，劉新華1, 2，謝建新1, 2

(1. 北京科技大學(xué) 材料先進制備技術(shù)教育部重點實驗室，北京 100083； 2. 北京科技大學(xué) 現(xiàn)代交通金屬材料與加工技術(shù)北京實驗室，北京 100083)

研究熱冷組合鑄型(HCCM)水平連鑄H62 (UNS C27400)黃銅管坯外表面點狀缺陷的特點和形成機理，提出消除點狀缺陷的措施。結(jié)果表明：管坯外表面點狀缺陷主要為富鋅低熔點物質(zhì)，其鋅含量達80%(質(zhì)量分數(shù))；點狀缺陷的出現(xiàn)沿連鑄方向呈周期性特征，管坯上部的點狀缺陷數(shù)量明顯多于下部的；連鑄過程中，揮發(fā)的鋅在冷型內(nèi)表面形成的鋅液滴與管坯外表面接觸后發(fā)生熔蝕反應(yīng)，使管坯外表面形成富鋅的點狀缺陷；通過快速降低冷型段內(nèi)管坯溫度，減少鋅元素揮發(fā)及石墨鑄型內(nèi)表面鋅液滴的形成，可有效消除點狀缺陷。

HCCM水平連鑄；黃銅管坯；富鋅物質(zhì)；表面缺陷；形成機理

黃銅合金管材具有較高的強度、優(yōu)良的導(dǎo)熱性能和耐腐蝕性能，在石油化工、海洋工程、建筑裝飾等行業(yè)應(yīng)用廣泛[1?2]。目前，工業(yè)上主要采用傳統(tǒng)的“半連鑄實心鑄錠→熱擠壓管材→冷軋→拉拔”工藝(簡稱“擠軋法”)生產(chǎn)黃銅管材，存在工藝流程長、能耗大、成材率低、生產(chǎn)成本高等問題[3]。為了解決上述問題，本文作者等開發(fā)了一種黃銅管材短流程生產(chǎn)工藝[4]，采用熱冷組合鑄型(Heating-cooling combined mold，HCCM)水平連鑄技術(shù)[5]制備具有優(yōu)良的冷加工性能的黃銅管坯，然后進行大變形量冷軋加工，可顯著縮短生產(chǎn)流程，提高成材率和降低成本[6]。梅俊等[7?8]研究HCCM水平連鑄BFe10?1?1管坯凝固固液界面位置對管坯表面質(zhì)量的影響，提出通過調(diào)控制備參數(shù)控制固液界面處于鑄型熱型段和冷型段之間的過渡區(qū)，在結(jié)晶區(qū)建立足夠大的軸向溫度梯度，是連鑄生產(chǎn)高表面質(zhì)量合金管坯的關(guān)鍵，所制備的管坯無需銑面可直接用于冷軋加工。然而，通過開展黃銅管材HCCM水平連鑄實驗發(fā)現(xiàn)，即使將管坯固液界面控制在過渡區(qū)，連鑄管坯外表面仍出現(xiàn)一種點狀缺陷，在后續(xù)加工前須進行表面處理，導(dǎo)致工序增加。因此，分析管坯表面點狀缺陷的形成原因，提出消除缺陷的方法，對于提升管坯表面質(zhì)量和減少生產(chǎn)工序具有重要意義。

黃銅的主要合金元素鋅元素的熔點較低(約420 ℃)，高溫條件下易揮發(fā)。GIACOBBE[9]研究了鋅含量為35.5%(質(zhì)量分數(shù))的黃銅在610 ℃時的鋅元素揮發(fā)現(xiàn)象，揮發(fā)速率隨著黃銅基體鋅含量增加和溫度升高而增大。因此，連鑄過程中高溫黃銅管坯的鋅元素揮發(fā)、石墨鑄型(簡稱“鑄型”)與鑄坯之間的相互作用對鑄坯表面質(zhì)量具有重要影響，往往造成劃傷、裂紋等表面缺陷[10?12]。本文作者針對HCCM水平連鑄H62黃銅管坯的情形，通過分析鑄型內(nèi)表面和管坯外表面的形貌和成分，結(jié)合連鑄過程穩(wěn)態(tài)溫度場模擬結(jié)果，探討管坯表面點狀缺陷的形成機理，以提出相應(yīng)的消除措施，為生產(chǎn)應(yīng)用提供理論指導(dǎo)。

1 實驗

實驗材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為Cu 61.5、Fe 0.05、Pb 0.08、Zn余量。采用實驗室自主開發(fā)的HCCM水平連鑄實驗設(shè)備進行管坯連鑄，連鑄工藝原理見文獻[5]。實驗所使用的結(jié)晶器長度為160 mm，組合鑄型過渡區(qū)(熱型段出口與冷型段入口之間的區(qū)域)長度為30 mm，所采用的制備參數(shù)為熔體溫度 980 ℃，熱型段加熱溫度980 ℃，冷型段冷卻水流量400 L/h，二次冷卻水流量400 L/h，連鑄速度90 mm/min。連鑄管坯的外徑為50 mm，壁厚5 mm。實驗過程中分別對鑄型熱型段和近冷型段的上、中、下等6個位置的溫度進行實時監(jiān)測，測溫點示意圖如圖1所示。

圖1 HCCM水平連鑄鑄型測溫點示意圖

為了分析管坯表面點狀缺陷的形成過程，采用“連鑄?急停”實驗以保留鑄型內(nèi)表面和管坯外表面在穩(wěn)定連鑄狀態(tài)下的形貌，即在管坯連鑄達到穩(wěn)定狀態(tài)且其表面出現(xiàn)點狀缺陷時，突然停止拉坯和熱型段加熱，維持冷卻水流量不變使鑄型內(nèi)的管坯快速降溫。待實驗裝置降至室溫后，將鑄型和管坯保持為一體從實驗裝置上拆除下來，然后沿鑄型軸線進行剖切，觀察鑄型內(nèi)表面和對應(yīng)位置的管坯外表面形貌。采用ZEISS EVO 18 型掃描電鏡(SEM)分別對鑄型內(nèi)表面和管坯外表面的微觀形貌和成分進行分析。從管坯上切取縱截面金相試樣并通過機械打磨和拋光后，使用10 g FeCl3+30 mL HCl+120 mL H2O混合溶液進行浸蝕，采用Nikon ECLIPSE LV150型金相顯微鏡(OM) 觀察顯微組織。

為了揭示點狀缺陷的形成機理，需要分析HCCM 水平連鑄過程中管坯和鑄型的穩(wěn)態(tài)溫度場。為此采用ProCAST鑄造模擬軟件，建立了包含管坯、鑄型、芯棒和水冷銅套在內(nèi)的三維幾何模型，對管坯連鑄的穩(wěn)態(tài)溫度場進行模擬計算。根據(jù)H62黃銅合金的化學(xué)成分，使用ProCAST 軟件自帶的材料數(shù)據(jù)庫對合金的熱力學(xué)數(shù)據(jù)(密度、熱導(dǎo)率和固、液相線溫度等)進行計算并應(yīng)用于數(shù)值模擬。數(shù)值模擬的傳熱界面條件和邊界條件設(shè)置參考文獻[13]。

2 結(jié)果及討論

2.1 連鑄管坯內(nèi)外表面形貌特征及成分

HCCM水平連鑄管坯的外表面和內(nèi)表面形貌如圖2所示。從圖2(a)和(b)可以看出，管坯外表面存在一種中心部位為灰色顆粒、周圍為黃色圓斑的點狀缺陷。點狀缺陷的出現(xiàn)沿連鑄方向呈現(xiàn)出周期性，周期長度約為140 mm，管坯上部的缺陷數(shù)量明顯多于管坯下部的。采用掃描電鏡(SEM-EDS)觀察點狀缺陷的微觀形貌并對其成分進行線掃描分析，其結(jié)果如圖2(d)和(f)所示。由圖2(d)中的線掃描結(jié)果可知，點狀缺陷的鋅含量(質(zhì)量分數(shù))可達80%，顯著高于管坯基體鋅含量(約38%)。從點狀缺陷的縱截面金相和成分分布(圖2(f))可以看出，一層厚度約為100 μm的富鋅物質(zhì)(鋅含量為70%~80%)嵌入了管坯表面。富鋅物質(zhì)與管坯基體之間存在一層厚度約為20 μm過渡層，其成分處于富鋅物質(zhì)與管坯基體之間。相比于管坯外表面，管坯內(nèi)表面較為光滑，且未觀察到上述點狀缺陷，如圖2(c)所示。管坯內(nèi)表面的微觀形貌也較平整，可觀察到整齊排列的枝晶形貌，未發(fā)現(xiàn)明顯凸起(見圖2(e))；同時，近管坯內(nèi)表面的凝固組織和成分較均勻，鋅含量沒有發(fā)生明顯變化(見圖2(g))。

由圖2(f)的線掃描結(jié)果可知，點狀缺陷處呈現(xiàn)出表面鋅含量較高而內(nèi)部鋅含量較低的現(xiàn)象。具有鑄錠表面溶質(zhì)含量高于鑄錠內(nèi)部這一成分分布特征的現(xiàn)象還包括反偏析[14?16]和偏析瘤[17?18]。合金凝固過程中體積收縮使枝晶間產(chǎn)生負壓，該負壓將鑄錠心部未凝固的富溶質(zhì)熔體吸至鑄錠表面，產(chǎn)生表面溶質(zhì)含量高于心部的反偏析現(xiàn)象[19?20]。而偏析瘤是由于鑄錠凝固收縮形成氣隙導(dǎo)致凝殼溫度回升，枝晶間富溶質(zhì)的低熔點物質(zhì)發(fā)生重熔并在金屬液靜壓力作用下擠出鑄錠表面，使鑄錠表面溶質(zhì)含量高于內(nèi)部[21]。上述兩種機理均可能使鑄錠表面溶質(zhì)含量高于其內(nèi)部，卻無法解釋本研究中連鑄黃銅管坯外表面點狀缺陷的相關(guān)特征。首先，根據(jù)反偏析和偏析瘤的形成機理，管坯內(nèi)外表面的鋅含量均會高于內(nèi)部，然而管坯內(nèi)表面成分均勻，鋅含量未出現(xiàn)明顯增加(圖2(g))。其次，水平連鑄過程中，管坯下部金屬液靜壓力大于上部，根據(jù)偏析瘤形成機理，管坯下部的富溶質(zhì)熔體更容易被擠出管坯表面，形成更多的偏析瘤缺陷，這與本研究中管坯上部缺陷數(shù)量多于下部的現(xiàn)象不符。第三，上述兩種機理均無法解釋點狀缺陷的出現(xiàn)呈現(xiàn)周期性變化這一特征(圖2(a))。

圖2 管坯內(nèi)外表面的宏觀和微觀形貌及成分

為了分析點狀缺陷的形成原因，采用SEM觀察了大量點狀缺陷的微觀形貌，發(fā)現(xiàn)它們共同的特點是外形呈橢圓形，長軸與連鑄方向平行，在管坯表面呈凸起狀并略帶傾斜，傾斜方向與連鑄方向相反(圖2(d))，這可能是由于其在形成過程中受到鑄型內(nèi)表面的摩擦作用而發(fā)生傾斜。因此，為了進一步揭示這種缺陷的形成機理，需要對連鑄過程中鑄型內(nèi)表面和管坯外表面的相互作用進行分析。

2.2 鑄型內(nèi)表面與管坯外表面的形貌及成分

采用“連鑄?急停”實驗獲得連鑄穩(wěn)定狀態(tài)下鑄型內(nèi)表面和對應(yīng)位置的管坯外表面的形貌，如圖3(a)所示。從鑄型內(nèi)表面劃痕初始位置(見圖3(a))和管坯外表面出現(xiàn)節(jié)紋的位置(見圖3(a′))，可確定管坯凝固時固液界面位于熱型段和冷型段之間的過渡區(qū)。從固液界面處沿連鑄方向，鑄型內(nèi)表面的灰白色附著物逐漸增加，鑄型上部和下部附著物分布范圍分別為距固液界面90 mm和75 mm，鑄型上部附著物數(shù)量明顯多于鑄型下部。從圖3(a)和(a′)中虛線方框所示區(qū)域切取鑄型和對應(yīng)位置管坯的塊狀試樣，并在試樣表面各選取7個對應(yīng)的區(qū)域進行微觀形貌觀察和成分分析，如圖3(b)和(c)所示。

圖3 鑄型內(nèi)表面和對應(yīng)位置的管坯外表面宏觀照片

圖4所示為對應(yīng)于圖3(b)鑄型內(nèi)表面各區(qū)域的微觀形貌和成分分布。從圖4中可以看出，沿管坯連鑄方向，鑄型內(nèi)表面附著物顆粒數(shù)量顯著增加，附著物鋅含量也逐漸增加，由①處的58.1%增加至⑦處的80.3%，表明鑄型內(nèi)表面附著物主要為富鋅物質(zhì)。此外，從位置⑤開始，鑄型內(nèi)表面出現(xiàn)附著物被摩擦的痕跡，導(dǎo)致相應(yīng)區(qū)域富鋅物質(zhì)數(shù)量明顯減少，而未被摩擦的區(qū)域存在較多的富鋅物質(zhì)，如圖4中⑤、⑥和⑦所示。

由于鋅元素易揮發(fā)，可以認為鑄型內(nèi)表面的富鋅物質(zhì)主要來源于連鑄過程中高溫黃銅管坯揮發(fā)的鋅元素。根據(jù)鋅含量為35.5%的黃銅在610 ℃時鋅揮發(fā)速率可達8 μg/(cm2·min)，且揮發(fā)速率隨著黃銅基體鋅含量增加和溫度升高而增大[9]，可對管坯連鑄過程中揮發(fā)的鋅元素質(zhì)量進行估算。在本文實驗條件下，外徑50 mm的黃銅管坯凝固后溫度高于610 ℃的長度約為40 mm (由下文溫度場模擬結(jié)果獲得)。若按8 μg/(cm2·min)的揮發(fā)速率進行估算，可得1 min內(nèi)該高溫段管坯的鋅元素揮發(fā)量約為0.5 mg。在較高的溫度(＞610 ℃)和較高的鋅含量(約38.0%條件下，管坯的鋅揮發(fā)速率更大，因此，1 min內(nèi)，管坯實際的鋅元素揮發(fā)量將顯著大于0.5 mg。隨著連鑄的進行，高溫管坯不斷揮發(fā)出鋅元素并在鑄型內(nèi)表面附著形成大量的富鋅物質(zhì)(見圖4)。

選取管坯表面出現(xiàn)凸起的位置進行取樣并制備縱截面金相試樣，凸起處的縱截面微觀組織如圖6所示。從圖6中可以看出，塊狀物質(zhì)嵌入管坯表面，并與管坯基體之間存在一過渡層。對圖6中黑色箭頭所示范圍進行線掃描分析，發(fā)現(xiàn)該塊狀物質(zhì)和過渡層的成分與點狀缺陷的成分相似(見圖2(f))。此外，觀察圖6還可以發(fā)現(xiàn)，嵌入管坯表面的塊狀物質(zhì)具有不對稱的幾何結(jié)構(gòu)特點，沿與連鑄相反的方向嵌入較深，相應(yīng)過渡層也較厚，如圖6中白色箭頭所示。

為了更直觀地體現(xiàn)管坯與鑄型之間相互作用，選取管坯外表面點狀缺陷密集區(qū)域和對應(yīng)位置的鑄型內(nèi)表面進行形貌觀察和成分分析，其結(jié)果如圖7所示。

圖4 鑄型內(nèi)表面微觀形貌及成分分布

圖5 管坯外表面不同區(qū)域的微觀形貌

圖6 管坯表面凸起處的縱截面顯微組織

從圖7可以看出，管坯外表面點狀缺陷凸起區(qū)域與鑄型內(nèi)表面富鋅物質(zhì)較少區(qū)域一一對應(yīng)(見圖7(a)和(c))，未出現(xiàn)點狀缺陷的管坯表面所對應(yīng)的鑄型表面仍覆蓋著一層富鋅物質(zhì)。通過對鑄型內(nèi)表面和管坯外表面進行成分線掃描后發(fā)現(xiàn)，與點狀缺陷對應(yīng)區(qū)域的鑄型內(nèi)表面主要為C元素((Zn)＜10%)，而其周圍區(qū)域仍主要為Zn元素((Zn)＞50%)(見圖7(b))。管坯表面點狀缺陷中心部位鋅含量大于90%，而其周圍仍保持基體的成分((Zn)約38%)(見圖7(d))。

上述結(jié)果表明，管坯表面的富鋅物質(zhì)是在連鑄過程中鑄型內(nèi)表面的富鋅物質(zhì)與管坯外表面產(chǎn)生接觸而轉(zhuǎn)移至管坯表面的。由于連鑄過程中處于鑄型內(nèi)部的管坯仍具有較高溫度，轉(zhuǎn)移至管坯表面的富鋅物質(zhì)可能與管坯基體間發(fā)生高溫擴散反應(yīng)。因此，為了進一步揭示點狀缺陷的形成機理，需要對連鑄過程中管坯和鑄型的溫度場進行分析。由于連鑄過程中的溫度分布不易直接測量，本研究采用數(shù)值模擬方法對管坯連鑄穩(wěn)態(tài)溫度場進行模擬計算。

2.3 點狀缺陷形成機理

采用ProCAST 鑄造模擬軟件對管坯連鑄過程的穩(wěn)態(tài)溫度場進行模擬，模擬計算獲得的鑄型內(nèi)表面及管坯外表面溫度分布如圖8所示。從模擬結(jié)果中提取與實際6個測溫點對應(yīng)位置節(jié)點處的溫度，并與管坯達到連鑄穩(wěn)定狀態(tài)時6個測溫點的實測溫度進行對比，如表1所列。從表1中可以看出，模擬獲得的溫度與實測溫度之間的偏差小于5%，表明模擬溫度場與管坯連鑄實際溫度場吻合較好。

從圖8(b)中可以看出，管坯凝固固液界面位于過渡區(qū)近冷型入口處，與實驗確定的固液界面位置相近(見圖3(a))，表明通過模擬獲得的管坯溫度與管坯實際溫度較為接近。管坯進入冷型后溫度約為860 ℃(見圖8(b))，沿連鑄方向溫度緩慢降低，直至接近鑄型出口管坯的溫度仍高于純鋅的熔點420 ℃。對比圖8中鑄型內(nèi)表面和管坯外表面的溫度場可以發(fā)現(xiàn)，進入冷型段后管坯溫度顯著高于鑄型溫度，鑄型內(nèi)表面溫度降至420 ℃時，相對應(yīng)位置的管坯外表面仍處于較高溫度(694~821 ℃) (見圖8(b))。因此，在高溫管坯熱輻射的作用下，揮發(fā)的鋅元素可能仍以液滴的形式附著于鑄型內(nèi)表面。由于富鋅液滴的鋅含量顯著高于管坯基體，當(dāng)鑄型內(nèi)表面上的鋅液滴與高溫管坯表面接觸時，鋅元素向管坯基體進行快速擴散，使管坯表面接觸點處的鋅含量增加。

圖7 點狀缺陷密集區(qū)域鑄型和管坯表面形貌及成分對比

圖8 管坯連鑄穩(wěn)態(tài)溫度場

表1 鑄型實測溫度與模擬溫度對比

Note: HS—Heating section of mold, VCS—Vicinity of cooling section entrance; Upper, lateral and lower represent upper part, lateral part and lower part of mold, respectively.

根據(jù)銅鋅二元相圖[22]可得不同鋅含量的銅鋅合金在不同溫度下的組成相，如表2所列。從表2可以看出，當(dāng)管坯表面與鋅含量大于90%的富鋅物質(zhì)接觸時(見圖7(d))，由于擴散反應(yīng)，管坯表面鋅含量增加，熔點下降。如果管坯溫度大于425 ℃，接觸點處可能形成+相，使管坯表面出現(xiàn)液相。當(dāng)管坯溫度升高，富鋅物質(zhì)與高溫管坯接觸還可能形成+或+相，同樣會造成管坯表面出現(xiàn)液相或固液兩相共存。

根據(jù)上述分析可以進一步解釋管坯表面點狀缺陷的形成原因，點狀缺陷形成過程示意圖如圖9所示。

表2 不同鋅含量銅鋅合金在不同溫度下的組成相

合金凝固收縮使鑄型與管坯之間產(chǎn)生氣隙，同時，在凝固界面附近管坯發(fā)生高溫脫鋅，揮發(fā)的鋅元素在鑄型內(nèi)表面遇冷凝結(jié)為鋅液滴(見圖9(a))。隨著連鑄過程的進行，鑄型內(nèi)表面附著的鋅液滴數(shù)量增加，并發(fā)生長大，當(dāng)鋅液滴尺寸達到氣隙寬度時將與管坯外表面發(fā)生接觸(見圖9(b))。在管坯的高溫作用下，鋅液滴中的鋅元素向合金基體進行快速擴散，使基體的鋅含量上升，熔點下降，在管坯外表面局部區(qū)域產(chǎn)生熔蝕作用而形成點狀富鋅區(qū)(見圖9(c))。管坯沿連鑄方向移動時，鑄型內(nèi)表面上的鋅液滴不斷與已形成的點狀富鋅區(qū)發(fā)生合并，使該富鋅區(qū)體積增大。同時，該富鋅區(qū)中的鋅元素不斷向管坯基體中進行擴散，使富鋅區(qū)的深度增加。當(dāng)接觸點處的溫度低于富鋅區(qū)合金的固相線溫度時，固液相共存的富鋅區(qū)完全凝固而形成點狀缺陷。

在點狀缺陷形成過程中，當(dāng)鋅液滴不斷附著到管坯外表面時，由于摩擦作用，管坯表面的點狀富鋅區(qū)沿著與連鑄相反的方向傾斜，進而形成具有傾斜特征的點狀缺陷，如圖2(d)和圖7(d)所示。點狀缺陷在與連鑄相反方向一側(cè)嵌入較深(見圖6和9(d))，是由于該側(cè)在高溫下作用時間較長，鋅元素擴散距離較大。當(dāng)鑄型內(nèi)表面上的鋅液滴逐漸被管坯帶走，后續(xù)凝固的管坯外表面不易與鑄型內(nèi)表面鋅液滴發(fā)生接觸，該階段管坯表面不會形成點狀缺陷。隨著連鑄進行，高溫管坯揮發(fā)的鋅元素持續(xù)在鑄型內(nèi)表面附著，使鑄型內(nèi)表面的鋅液滴的數(shù)量和尺寸增加(見圖9(d))。當(dāng)管坯外表面再次與鋅液滴接觸時，點狀缺陷重新形成，導(dǎo)致管坯表面點狀缺陷的出現(xiàn)呈周期性現(xiàn)象(見圖2(a))。

水平連鑄過程中，由于重力作用，管坯下部與鑄型緊密接觸，管坯上部與鑄型之間產(chǎn)生較大的氣隙，導(dǎo)致管坯上部傳熱效率較低，管坯溫度較高[23]，易揮發(fā)出更多的鋅元素，使鑄型上部附著更多的鋅液滴，且由于管坯上部高溫擴散反應(yīng)更顯著，致使管坯上部產(chǎn)生的點狀缺陷數(shù)量明顯多于管坯下部(見圖2(a))。

另一方面，管坯受到冷型的冷卻作用，其溫度低于內(nèi)部的芯棒，管坯內(nèi)表面揮發(fā)出來的鋅元素主要由低溫的管坯連續(xù)帶出而不會在高溫的芯棒表面附著，因而芯棒表面不會形成鋅液滴而向管坯內(nèi)表面轉(zhuǎn)移的現(xiàn)象，即管坯內(nèi)表面不產(chǎn)生點狀缺陷，可以獲得光滑無缺陷的內(nèi)表面，如圖2(c)所示。

由點狀缺陷形成機理可知，鑄型冷型段內(nèi)表面附著的鋅液滴長大至足夠大的尺寸時才可能與管坯外表面接觸，而鋅液滴的尺寸和數(shù)量主要受管坯鋅元素揮發(fā)速率的影響，管坯溫度越高，鋅元素揮發(fā)速率越大，形成的鋅液滴數(shù)量越多。在冷型段內(nèi)管坯與鋅液滴接觸時的溫度越高，鋅元素向合金基體擴散的速率越大，產(chǎn)生的點狀缺陷尺寸越大。因此，冷型段內(nèi)管坯的溫度是影響點狀缺陷形成的重要因素。降低冷型段內(nèi)管坯的溫度以減少鋅元素揮發(fā)，避免大量鋅液滴聚集、長大，并抑制鋅元素向管坯基體快速擴散，是消除管坯表面點狀缺陷的有效措施。

圖9 管坯表面點狀缺陷形成過程示意圖

2.4 消除點狀缺陷的措施

根據(jù)前述分析，可以認為通過增強冷型段的一次冷卻能力和二次冷卻水的冷卻能力，降低冷型段內(nèi)管坯溫度，是減少點狀缺陷的重要措施。但由于管坯凝固收縮形成氣隙后，冷型對管坯的一次冷卻作用存在界限。因此，本文作者主要考慮采用增強二次冷卻水的冷卻作用的方法控制冷型段內(nèi)管坯溫度。

由圖8所示的管坯連鑄溫度場可知，在結(jié)晶器的長度160 mm的條件下，管坯進入冷型段時的溫度約為860 ℃，管坯鋅元素揮發(fā)速率較大，使鑄型內(nèi)表面聚集較多的鋅液滴，且較高的溫度使鋅元素向管坯基體擴散反應(yīng)加快，進而形成數(shù)量較多和尺寸較大的點狀缺陷。圖10所示為結(jié)晶長度變化示意圖。保持其他制備條件不變，將結(jié)晶器長度縮短至100 mm時，管坯連鑄溫度場如圖11所示。從圖11可以看出，管坯進入冷型段時的溫度降低至670 ℃，且管坯高溫區(qū)顯著縮短，管坯凝固固液界面與420 ℃等溫線之間的距離由長結(jié)晶器時的100 mm(見圖8(b))縮短至58 mm (見圖11)。結(jié)果表明，縮短結(jié)晶器長度使二次冷卻水與管坯凝固固液界面之間的距離縮短，通過強制噴水冷卻可使冷型段內(nèi)已凝固管坯的溫度快速降低，有利于降低管坯鋅元素揮發(fā)速率，進而減少鑄型內(nèi)表面富集鋅液滴的數(shù)量，同時可以抑制轉(zhuǎn)移至管坯表面的鋅液滴向管坯基體快速擴散，以減少或消除管坯表面點狀缺陷。

圖10 結(jié)晶器長度變化示意圖

圖11 短結(jié)晶器連鑄的穩(wěn)態(tài)溫度場

為此，本文作者采用長度為100 mm的結(jié)晶器進行管坯連鑄，保持其它連鑄條件不變(組合鑄型過渡區(qū)長度30 mm，熔體溫度980 ℃，熱型段加熱溫度980 ℃，冷型段冷卻水流量400 L/h，二次冷卻水流量400 L/h，連鑄速度90 mm/min)，所制備的管坯的外表面宏觀形貌如圖12所示。由圖12中可見，管坯外表面光滑，未觀察到明顯的點狀缺陷，表明通過控制使冷型段內(nèi)管坯溫度快速降低，可以有效消除管坯外表面的點狀缺陷，同時也證明了本研究提出的連鑄黃銅管坯表面點狀缺陷形成機理的合理性。上述點狀缺陷的形成機理和控制方法可應(yīng)用于指導(dǎo)其他牌號黃銅合金連鑄坯的表面質(zhì)量控制，對于提高水平連鑄黃銅合金表面質(zhì)量具有重要意義。

圖12 短結(jié)晶器連鑄管坯的外表面宏觀形貌

3 結(jié)論

1) HCCM水平連鑄H62黃銅管坯外表面出現(xiàn)的點狀缺陷主要為富鋅低熔點物質(zhì)，鋅含量達80%。點狀缺陷的出現(xiàn)沿連鑄方向呈現(xiàn)出周期性的特點，管坯上部點狀缺陷數(shù)量明顯多于管坯下部。

2) 連鑄過程中，凝固界面附近揮發(fā)的鋅在鑄型內(nèi)表面形成的鋅液滴與高溫管坯外表面接觸后發(fā)生熔蝕作用，使管坯外表面局部區(qū)域形成點狀固液共存區(qū)，凝固后形成了管坯表面點狀缺陷。

3) 通過縮短結(jié)晶器長度，增強二次冷卻水的冷卻作用，使冷型段內(nèi)管坯溫度快速降低，以減少管坯鋅元素揮發(fā)及鑄型內(nèi)表面鋅液滴數(shù)量，同時抑制轉(zhuǎn)移至管坯表面的鋅液滴向管坯基體的快速擴散，可有效消除點狀缺陷。

[1] TROSTMANN A, MORIN O. Optimized copper alloy tubing configuration for a multi-stage flash distiller[J]. Desalination and Water Treatment, 2010, 22(1/3): 299?310.

[2] KAZDAL Z H. Failure analysis of cooling water pipes used in the condensation system of a gas turbine[J]. Materials Characterization, 2008, 59(2): 167?172.

[3] 雷玉霞, 林高用, 周玉雄, 王 宏, 張勝華．兩種生產(chǎn)工藝對 H65 黃銅管組織與性能的影響[J]. 材料科學(xué)與工程學(xué)報, 2012, 30(3): 413?418.LEI Yu-xia, LIN Gao-yong, ZHOU Yu-xiong, WANG Hong, ZHANG Sheng-hua. Influences of two kinds of manufactureing processes on structures and properties of H65 brass tube[J]. Journal of Materials Science & Engineering, 2012, 30(3): 413?418.

[4] 謝建新, 劉新華, 劉雪峰, 梅 俊. 一種黃銅管材的短流程高效生產(chǎn)方法. 中國專利: ZL201110210692.9[P]. 2012?08?21. XIE Jian-xin, LIU Xin-hua, LIU Xue-feng, MEI Jun. Compact process for high efficiency fabrication of brass tube. Patent No. ZL201110210692.9[P]. 2012?08?21.

[5] MEI Jun, LIU Xin-hua, XIE Jian-xin. Microstructure and mechanical properties of BFe10 cupronickel alloy tubes fabricated by a horizontal continuous casting with heating- cooling combined mold technology[J]. International Journal of Minerals, Metallurgy, and Materials, 2012, 19(4): 339?347.

[6] MO Yong-da, JIANG Yan-bin, LIU Xin-hua, XIE Jian-xin. Effects of microstructure on the deformation behavior, mechanical properties and residual stress of cold-rolled HAl77-2 aluminum brass tube[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2016, 235: 75?84.

[7] MEI Jun, LIU Xin-hua, JIANG Yan-bin, XIE Jian-xin. Liquid- solid interface control of BFe10-1-1 cupronickel alloy tubes during HCCM horizontal continuous casting and its effect on the microstructure and properties[J]. International Journal of Minerals, Metallurgy, and Materials, 2013, 20(8): 748?758.

[8] 梅 俊, 劉新華, 姜雁斌, 謝建新. 軸向取向組織BFe10-1-1管材冷軋加工過程中組織、織構(gòu)與力學(xué)性能的變化[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2012, 22(9): 2529?2538.MEI Jun, LIU Xin-hua, JIANG Yan-bin, XIE Jian-xin. Evolution of microstructure, texture and mechanical properties of BFe10-1-1 tube with microstructure along axial orientation during cold-rolling[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2012, 22(9): 2529?2538.

[9] GIACOBBE F W. Thermodynamic dezincification behavior of brass during annealing[J]. Journal of Alloys and Compounds, 1993, 202(1): 243?250.

[10] 陳 琴, 陳 平, 賀永東, 孫武林．165 mm HA177-2鋁黃銅鑄錠生產(chǎn)試驗[J]. 上海有色金屬, 2009, 30(1): 27?30.CHEN Qin, CHEN Ping, HE Yong-dong, SUN Wu-lin. Experimental production of165 mm cast ingot of HAl 77-2 brass[J]. Shanghai Nonferrous Metals, 2009, 30(1): 27?30.

[11] 韓淑敏, 劉 剛. 水平連鑄?冷軋法生產(chǎn)H65黃銅帶工藝研究[J]. 有色金屬加工, 2007, 36(3): 21?26.HAN Shu-min, LIU Gang. Study on horizontal continuous casting-cold rolling process of H65 strip[J]. Nonferrous Metals Processing, 2007, 36(3): 21?26.

[12] 劉 剛, 韓淑敏, 白常厚. H65黃銅水平連鑄工藝研究[J]. 金屬世界, 2007(2): 10?13.LIU Gang, HAN Shu-min, BAI Chang-hou. The study of process to manufacture H65 brass strip by horizontal casting[J]. Metal World, 2007(2): 10?13.

[13] 梅 俊, 劉新華, 謝建新. BFe10白銅管材熱冷組合鑄型水平連鑄凝固溫度場模擬[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2012, 22(5): 1430?1439.MEI Jun, LIU Xin-hua, XIE Jian-xin. Solidification temperature field simulation of BFe10 cupronickel tube during heating-cooling combined mold continuous casting[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2012, 22(5): 1430?1439.

[14] KATO H, CAHOON J R. Inverse segregation in directionally solidified Al-Cu-Ti alloys with equiaxed grains[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 1985, 16(16): 579?587.

[15] CHANG S, STEFANESCU D M. A model for inverse segregation: The case of directionally solidified Al-Cu alloys[J]. Acta Materialia, 1996, 44(6): 2227?2235.

[16] LUO Ji-hui, LIU Xue-feng, SHI Lai-xin, CHENG Chang-fei. Experimental and numerical simulation of surface segregation in two-phase zone continuous casting Cu-Sn alloy[J]. Materials Science Forum, 2016, 850: 610?617.

[17] THEVIK H J, MO A, RUSTEN T. A mathematical model for surface segregation in aluminum direct chill casting[J]. Metallurgical & Materials Transactions B, 1999, 30(1): 135?142.

[18] HAUG E, MO A R, THEVIK H J. Macrosegregation near a cast surface caused by exudation and solidification shrinkage[J]. International Journal of Heat and Mass Transfer, 1995, 38(9): 1553?1563.

[19] MINAKAWA S, SAMARASEKERA I V, WEINBERG F. Inverse segregation[J]. Metallurgical Transactions B, 1985, 16(3): 595?604.

[20] FLEMINGS M C. Solidification processing[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 1974, 5(10): 2121?2134.

[21] KAEMPFFER F, WEINBERG F. Macrosegregation in a copper alloy directionally cast with exudation of liquid[J]. Metallurgical & Materials Transactions B, 1971, 2(9): 2477?2483.

[22] BAKER H. ASM handbook: Alloy phase diagrams (Vol.3)[M]. Ohio: ASM International, Materials Park, 1992.

[23] MAHMOUDI J. Horizontal continuous casting of copper-based alloys[J]. International Journal of Cast Metals Research, 2013, 18(6): 355?369.

Formation mechanism and control of spot defect on surface of brass tube fabricated by HCCM horizontal continuous casting

MO Yong-da1, JIANG Yan-bin1, 2, LIU Xin-hua1, 2, XIE Jian-xin1, 2

(1. Key Laboratory for Advanced Materials Processing, Ministry of Education, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China;2. Beijing Laboratory of Metallic Materials and Processing for Modern Transportation, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

The characteristic and formation mechanism of spot defect on the outer surface of H62 (UNS C27400) brass tube fabricated by HCCM horizontal continuous casting were studied, and an effective method for eliminating the defect was proposed. The results show that the spot defect on the tube outer surface is main zinc-rich low-melting-point substance, whose zinc content (mass fraction) reaches 80%. The spot defects are periodically formed along the casting direction and the number of the defects on the upper part of the tube is much more than that on the lower part. During casting, the volatilized zinc attaches to the graphite mold inner surface and forms zinc droplets which causes an erosion effect on the tube surface when the zinc droplets contact with the tube, leading to the formation of the zinc-rich spot defect on the tube surface. A method of rapidlylowering the temperature of the solidified tube in the cold mold, which can reduce the zinc volatilization and the number of the zinc droplets on the inner surface of the mold, is proposed to eliminate the spot defects effectively.

HCCM horizontal continuous casting; brass tube; zinc-rich substance; surface defect; formation mechanism

(編輯 李艷紅)

Projects(2016YFB0301301,2016YFB0301404) supported by the National Key Research and Development Program of China

2016-08-15;

2016-12-26

XIE Jian-xin; Tel: +86-10-62332254; E-mail: jxxie@mater.ustb.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.12.02

1004-0609(2017)-12-2408-12

TG245；TG290

A

國家重點研發(fā)計劃資助項目(2016YFB0301301，2016YFB0301404)

2016-08-15；

2016-12-26

謝建新，教授，博士；電話：010-62332254；E-mail: jxxie@mater.ustb.edu.cn