Содержание к диссертации
Введение
1. Состояние вопроса 7
1.1. Установки непрерывного литья для производства медной катанки 8
1.2. Влияние тепловых режимов затвердевания на формирование структуры и дефектов литой заготовки 14
1.3. Аналитические методы исследования теплообмена 19
1.4. Модифицирование структуры металлов и сплавов 21
2. Методики исследования З3
2.1. Оборудование и материалы, использованные в работе 33
2.2. Методика подготовки образцов для исследования 37
2.3. Исследование макро- и микроструктуры литых заготовок 40
2.4. Методы определения массовой доли кислорода и водорода 43
2.5. Методы определения массовой доли серы 44
2.6. Методика измерения степени деформации литых заготовок 46
3. Исследование влияния технологических параметров непрерывного литья меди на структуру и свойства литых заготовок 48
3.1. Влияние способа литья на свойства меди 48
3.2. Анизотропные характеристики непрерывнолитой кислород содержащей меди 58
3.3. Влияние технологических параметров на структуру и образование дефектов в литой заготовке 65
3.4. Исследование распределения кислорода и водорода в зависимости от технологических параметров литья 80
3.5. Математическое моделирование процесса затвердевания литой медной заготовки 88
3.6. Выводы по главе 3 104
4. Изучение влияния модифицирующих добавок на процесс кристаллизации меди 107
4.1. Теоретические предпосылки выбора модификаторов для меди 107
4.2. Исследование влияния магния на структуру и свойства меди 113
4.3. Исследование влияния титана на структуру и свойства меди 116
4.4. Изучение влияния редкоземельных металлов на структуру и свойства меди 124
4.5. Обсуждение полученных результатов 131
4.6. Выводы по главе 4 142
Выводы по работе 145
Библиографический список 149
Приложения 159
- Влияние тепловых режимов затвердевания на формирование структуры и дефектов литой заготовки
- Исследование макро- и микроструктуры литых заготовок
- Анизотропные характеристики непрерывнолитой кислород содержащей меди
- Изучение влияния редкоземельных металлов на структуру и свойства меди
Введение к работе
Актуальность работы
В настоящее время наметилась тенденция в развитии техники и технологии обработки цветных металлов по переходу от дискретных к непрерывным и совмещенным процессам литья и прокатки. Это позволяет существенно повысить производительность установок, качество продукции, обеспечить существенную экономию дорогостоящих материалов, улучшить технико-экономические показатели. Непрерывными и совмещенными процессами в мире производят 96% медной проволочной заготовки и лишь 4% методом прокатки вайербарсов на сортовом стане. При этом примерно половина всего объема производства рафинированной меди перерабатывается в проволочную заготовку или катанку диаметром 8 мм для последующего производства проволоки, кабеля и других проводников тока.
Наиболее производительной технологией для изготовления катанки методами совмещенного литья и прокатки является технология «Contirod». Качество изделий, получаемых обработкой давлением, в значительной степени определяется структурой и уровнем свойств литого металла, его физической и химической однородностью. При изготовлении медной катанки на этапе получения литой заготовки возникают трудности, связанные с образованием газовой пористости, неслитин и трещин. Кроме того, при производстве меди полунепрерывными и непрерывными методами в формообразующих устройствах осуществляется интенсивный теплоотвод, который приводит к ярко выраженной транскристаллизации в структуре литой заготовки. Наличие такой структуры неблагоприятно для пластической обработки, так как для нее характерны более слабые межзеренные связи, приводящие к образованию трещин на поверхности литой заготовки при выходе ее из формообразующего устройства, а также в первых проходах при прокатке. Наличие трещин и газовой пористости на поверхности литой заготовки приводит к снижению сортности катанки и ее повышенной обрывности при волочении, что не позволяет получать проволоку тонких размеров. Одним из способов эффективного воздействия на структуру и свойства металла на этапе его затвердевания является модифицирование расплава, которое в условиях разливки по технологии «Contirod» является наиболее технологичным способом воздействия на расплав.
В связи с этим исследование особенностей формирования структуры и свойств литых заготовок в условиях интенсивного внешнего охлаждения, а также совершенствование технологического регламента непрерывного литья заготовок в ленточный водоохлаждаемыи кристаллизатор, обеспечивающего получение медных заготовок с мелкозернистой структурой и без поверхностных трещин, является в настоящее время важной и актуальной задачей.
Работа выполнялась в рамках Федеральной целевой программы «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 2009-2013 годы» по лоту «Проведение научных исследований коллективами научно-образовательных центров в области физики конденсированных сред, физического материаловедения» шифр 2010-1.1-121-011 по теме «Исследование взаимосвязи текстурного состояния со структурой и комплексом свойств в металлических материалах с различным типом кристаллической решетки» (государственный контракт №02.740.11.0537).
Цель работы
Исследование особенностей формирования структуры и свойств литых заготовок из меди различной чистоты для дальнейшей пластической обработки с применением модифицирования расплава в условиях интенсивного внешнего охлаждения.
Основное внимание было уделено решению следующих задач: выполнению сравнительного анализа влияния способов литья на структуру и свойства литых медных заготовок. исследованию влияния технологических параметров непрерывного литья в ленточный водоохлаждаемыи кристаллизатор на качество литой заготовки и катанки. изучению влияния модифицирующих добавок на структуру и свойства меди с различным содержанием примесей с целью получения благоприятной структуры и свойств литых заготовок для пластической деформации. корректировке технологических параметров непрерывного литья меди, обеспечивающих высокое качество литого и деформированного металла.
Научная новизна работы
Установлена взаимосвязь между скоростью и температурой литья меди в ленточный водоохлаждаемый кристаллизатор, позволяющая прогнозировать глубину лунки жидкого металла и температурное поле непрерывнолитой заготовки.
Определены условия развития последовательной, последовательно-объемной и объемной кристаллизации меди марки М00 и МІ в зависимости от условий кристаллизации и размера литой заготовки.
Установлено различие в механизме модифицирования меди редкоземельными металлами в зависимости от содержания в ней примесей.
Практическая значимость работы
Уточнены технологические параметры непрерывного литья меди марки М00 при литье в ленточный водоохлаждаемый кристаллизатор, обеспечивающие получение качественных литых заготовок размером 120x70 мм. Разработана номограмма, позволяющая скорректировать глубину лунки жидкого металла в зависимости от скорости литья и тем самым снизить вероятность образования горячих трещин. Рекомендовано соотношение содержания кислорода и водорода в меди, обеспечивающее формирование литой заготовки без газовой пористости. Предложено использование комплексного модификатора для обработки расплава меди с целью получения мелкокристаллической однородной структуры и равномерного распределения механических свойств по сечению литой заготовки.
Влияние тепловых режимов затвердевания на формирование структуры и дефектов литой заготовки
Качество медной катанки, получаемой на установке горизонтального непрерывного литья, во многом определяется качеством непрерывнолитой заготовки. Основными проблемами при горизонтальном непрерывном литье являются: газовая подкорковая пористость, наличие трещин и неслитин на поверхности заготовки, крупнокристаллическая структура. Наличие таких дефектов непрерывнолитой заготовки приводит к образованию трещин и закатов на поверхности медной катанки или к разрыву катанки, что снижает её класс, либо приводит к получению брака. Причина образования таких дефектов может быть связана с наличием вредных примесей, пониженной температурой металла на входе в кристаллизатор, условиями охлаждения заготовки в кристаллизаторе.
Если при вертикальном непрерывном и полунепрерывном литье имеется возможность экспериментального изучения процесса нарастания твердой корочки кристаллизующегося слитка различными методами [6], то при горизонтальном непрерывном литье экспериментально исследовать процесс формирования заготовок внутри кристаллизатора практически невозможно. Поэтому большинство из сложившихся к настоящему времени представлений о горизонтальном непрерывном литье строятся в основном на результатах теоретических исследований и производственном опыте [7].
К основным технологическим параметрам разливки сплавов на установках непрерывного литья относятся температура перегрева и заливки сплавов, скорость литья, расход и давление воды в кристаллизаторе, режимы вторичного охлаждения, высота кристаллизатора и др. На протяжении длительного периода времени отрабатывались и проверялись на практике оптимальные технологические режимы, позволяющие получать слитки без внутренних дефектов и с качественной поверхностью [8, 9]. Незначительное превышение скорости литья над предельно допустимым значением приводит, например, при литье меди к образованию осевых горячих трещин. Точно также влияет температура заливки сплавов. При этом известно из практики, что разливка сплавов с большой скоростью и высокой температурой литья способствует получению поверхности слитков без складок, заворотов и ужимин.
Известно, что повышенная скорость литья, значительный перегрев металла и интенсивный внешний теплоотвод приводят к образованию крупнозернистой структуры, большим температурным градиентам и способствуют образованию трещин в слитках. Качество литых заготовок определяется её структурой, физической и химической неоднородностью, уровнем механических и эксплуатационных свойств, чистотой металла, а также состоянием поверхности. На все эти факторы оказывают большое влияние технологические параметры плавки и литья, а именно: технология приготовления расплава, температура заливаемого металла, скорость литья, условия охлаждения и др. [10] При непрерывном литье реализация того или иного технологического регламента оценивается глубиной жидкой лунки, температурным полем литой заготовки, напряженным состоянием корки. Жидкий металл, заливаемый в формообразующее устройство с большим перегревом, затвердевает по объему неравномерно, центральная часть затвердевает медленнее по сравнению с периферийной зоной слитка. Большие температурные градиенты в слитке обуславливают значительные термические напряжения, приводящие в конечном итоге к образованию горячих трещин [11, 12].
К числу особенностей процесса непрерывного литья, которые необходимо учитывать, относятся не только изменение температуры поверхности слитка, но и коэффициент теплоотдачи от слитка к кристаллизатору. Непостоянство значений удельных тепловых потоков по высоте кристаллизатора, вызванное ростом величины воздушного зазора, также существенно отражается на процессе затвердевания слитков. Для простоты расчетов процесса теплообмена в кристаллизаторе можно разбить высоту кристаллизатора на зону плотного контакта и зону газового зазора. Однако исследования последних лет говорят о том, что в процессе литья нет постоянного контакта слитка с кристаллизатором ни на одном уровне кристаллизатора.
Как правило, контакт поверхности слитка со стенкой кристаллизатора обладает признаками неупорядоченного, случайного (во времени и месте) процесса, и для его исследования применимы статистические методы. Ю. А. Самойлович считает [13], что для установившейся стадии непрерывного литья имеются основания считать площадь контакта f(x) стационарной функцией времени. Тогда выражение плотности теплового потока между слитком и стенкой кристаллизатора можно выразить уравнением:
Исследование макро- и микроструктуры литых заготовок
Исследование макроструктуры проводились на поперечных, продольных и горизонтальных темплетах, вырезанных из литых заготовок. На темплетах выбирались характерные участки и вычерчивались квадраты площадью S. Для определения величины зерна использовали методику, разработанную Салтыковым С. А. [74]. На рис. 2.8 показана контрольная площадь образца. Для выявления границ зерен использовался 60% раствор концентрированной азотной кислоты (HN03 К0Нц)- Для получения более четкой макроструктуры темплет помещался на 15 минут в 10% раствор надсернокислого аммония ((NH4)2S208). количество зерен, целиком находящихся внутри контрольной площади подсчета; Y - количество зерен, рассекаемых контуром контрольной площади подсчета, исключая зерна, находящиеся в углах; Z -количество зерен, которые попали в точки вершин квадрата. Средняя площадь зерна S0 определяется как отношение контрольной площади S к количеству зерен U. Поскольку зерна равноосные, то границы зерна можно условно принять за окружность, тогда размером зерна будет являться диаметр. Диаметр d3ep определяется, исходя из формулы площади круга: Для получения достоверной оценки структуры шлифа в целом подсчет повторяют в нескольких полях зрения и выводят среднюю величину. Количество зерен для столбчатой структуры определяется методом подсчета пересечений зерен по ГОСТ 21073.0-75 [75]. Для измерения применяют секущие линии в виде двух непараллельных прямых или окружности. Прямая секущая должна пересекать не менее 10 зерен, а секущая в виде окружности - не менее 20 зерен.
Определение величины зерна производят подсчетом границ зерен п, пересеченных секущими. Расчет производят по формуле: п где h — средний условный размер зерна, мм; / — длина окружности или линии, мм Для выявления дендритного строения литых образцов производили травление шлифов методом их погружения на 5 мин в смесь концентрированных кислот Н3Р04:НКОз:СНзСООН в соотношении 1:1:2. Затем образец промывался водой и высушивался при помощи фильтровальной бумаги. Для изучения дендритного строения литых образцов использовали оптический микроскоп LECO-SA2000 со встроенной цифровой камерой SONY DVC-R500. Измерение среднего размера дендритной ячейки осуществляли с помощью программного продукта SIAMS Photolab 700. Для получения наиболее достоверных данных о размере дендритной ячейки измерения производили в девяти точках, схема расположения исследуемых точек на поверхности шлифа представлена на рис. 2.9. Все изображения, полученные с помощью камеры SONY DVC-R500, собирались в рабочей таблице SIAMS Photolab 700, которая позволяет пользователю производить предварительную обработку цифровых изображений необходимую для дальнейшего анализа. Для измерения среднего размера дендритной ячейки использовали шаблон «измерение объектов» в SIAMS Photolab 700. Вводили в шаблон изображение, получали бинарную маску объектов, затем указывали, какие из выделенных объектов нас интересуют. В качестве параметров анализа, для выбранных объектов выбирали «внутренние и внешние диаметры выделенных объектов», а также устанавливали тип представления результатов. Измерения производятся автоматически и выдавались в виде таблицы. По результатам измерений, представленных в таблицах, определялся средний размер дендритной ячейки в данной точке. Подсчет повторяли для каждой области и выводили средний размер дендритной ячейки.
Анизотропные характеристики непрерывнолитой кислород содержащей меди
Здесь учтено, что в направлении 100 угол наклона меньше, чем в направлении 111 , т.е. в первом направлении медь проявляет повышенные упругие свойства. На наклонной части графиков ОА и ОВ материал проявляет упругие свойства, а на горизонтальных участках АВ и BD - свойство идеальной пластичности. При измерении твердости путь нагружения и разгрузки для направления 100 описан ломаной линией 0BDF, а для направления 111 -линией 0ADC. Как известно из теории упругости, общая степень деформации материала s является суммой упругой компоненты єу и пластической (остаточной) компоненты сп, соответственно для двух направлений: Из графиков на рис. 3.21 видно, что при одинаковых значениях общей степени деформации распределение компонент оказывается разным: для материала с меньшим значением Е упругая компонента степени деформации єу юо оказывается большей, чем компонента єу ці . Поскольку в направлении 100 , т.е. в направлении кристаллизации и роста дендритов, модуль упругости для меди минимален, то при разгрузке индентора размер отпечатка должен оказаться меньше именно в этом направлении и больше во всех других направлениях.
Значения твердости обратно пропорциональны размерам отпечатка, поэтому твердость должна быть больше в направлении кристаллизации дендрита, что и обнаружено в опытах. Таким образом, выявленные данные свидетельствуют о том, что литое состояние меди описывается неравномерным распределением механических свойств и их анизотропным характером. В ходе изучения структуры литой заготовки, полученной по действующей технологии, были обнаружены дефекты, такие как газовая пористость, неслитины и трещины на поверхности литой заготовки. Дефекты такого рода могут быть обусловлены технологическими параметрами плавки и литья. Кроме того, в литой заготовке нежелательным является наличие стыковых зон между растущими с разных направлений кристаллов. Наличие протяженных границ между зонами снижает технологичность литой заготовки при последующей пластической обработке. В слитках, имеющих такую структуру, возникают значительные напряжения, приводящие к возникновению трещин. Образование трещин по границам зерен объясняется резким ослаблением межзеренных связей в литом состоянии при наличии крупнокристаллической структуры.
Следовательно, необходимо получать как можно более мелкое зерно в структуре литой заготовки. Известно, что на формирование макро- и микроструктуры литой заготовки существенное влияние оказывает теплоотвод в первичной зоне охлаждения, который зависит от технологических параметров, реализуемых на установке непрерывного литья. Поэтому было исследовано влияние температуры металла и влияние скорости литья на структуру литой заготовки. В ходе исследования изучалась макроструктура в поперечном сечении литой заготовки, отлитой при разных скоростях литья: 7, 8, 9 и 10 м/мин. Макроструктура медных литых заготовок представлена на рис. 3.22. Анализ структуры показал, что при всех скоростях литья имеет место наличие четырех зон столбчатых кристаллов, имеющих различную протяженность и стыкующихся по пяти плоскостям. В этих структурных зонах наблюдаются различные по форме и протяженности кристаллиты. Так, например, в зоне заготовки, примыкающей к нижней литейной ленте, наблюдается наличие зоны мелких равноосных зерен (зона так называемых замороженных кристаллов). Наличие этой зоны свидетельствует о высокой интенсивности отвода тепла от нижней части заготовки вследствие того, что нижняя часть заготовки имеет плотный контакт с водоохлаждаемой литейной лентой. В результате металлографического анализа образцов литой заготовки определены основные параметры макроструктуры. Результаты анализа представлены в табл. 3.1 - 3.3, схема расположения структурных зон литой заготовки приведена на рис. 3.23. Металлографический анализ макроструктуры литых заготовок показал, что протяженность структурных зон практически не зависит от скорости литья. Однако суммарная протяженность границ между структурными зонами увеличивается с повышением скорости литья. Так, при скорости литья 7 м/мин она составляет 238 мм, а при скорости литья 10 м/мин - 258 мм. Кроме того, был определен средний размер столбчатых зерен в поперечном сечении по методу Салтыкова-Джефиса по структурным зонам заготовки. Выявлено отличие размера зерен в зависимости от их расположения в различных зонах заготовки.
Причем, более мелкие зерна наблюдаются в зоне 2 и 3. Это свидетельствует о том, что в этих зонах заготовки имеет место интенсивный теплоотвод от кристаллизующейся заготовки к охлаждающей воде. Металлографический анализ свидетельствует о различии в интенсивности теплоотвода с боковых поверхностей заготовки. Из табл. 3.3 видно, что с увеличением скорости литья размер зерна уменьшается. Также исследовалось и влияние температуры заливки на макроструктуру литой заготовки. В ходе исследования сравнивались макроструктуры заготовок, полученных при температурах заливки 1120 С и ИЗО С при скорости литья 10 м/мин. Перегрев металла до температур выше ИЗО С затруднителен из-за необходимости более продолжительной выдержки его в печи, что замедляет процесс непрерывной разливки при изготовлении катанки по технологии «Contirod». Кроме того, значительный перегрев меди приводит к дополнительному насыщению её газами. Анализ макроструктуры показал, что протяженность структурных зон и протяженность границ между структурными зонами практически не зависит от температуры литья (табл. 3.4, 3.5). При определении среднего размера столбчатых зерен в поперечном сечении по методу Салтыкова-Джеффиса выявлено отличие размера зерен в зависимости от расположения структурной зоны в заготовке. Причем, более мелкие зерна наблюдаются в зоне 3. Из табл. 3.6 видно, что с увеличением температуры литья размер зерна во всех зонах литой заготовки незначительно увеличивается. Это подтверждает общепринятые представления о формировании структуры литых заготовок при непрерывном литье.
Изучение влияния редкоземельных металлов на структуру и свойства меди
Для изучения влияния добавок РЗМ на структуру и свойства меди проведены эксперименты по модифицированию меди марки М00 и МІ миш-металлом. Плавка меди марки Ml производилась в промышленной индукционной канальной печи ИЛК-1,6, а плавка меди марки М00 производилась в промышленной шахтной печи ASARCO. Нагрев металла производился до температуры 1120С. Расплав меди модифицировали в ковше ёмкостью 5 кг, затем заливали в подогретый до 250 С стальной кокиль с внутренним диаметром 50 мм и высотой 450 мм. Модификатор предварительно запрессовывался в медную трубку, которая вводилась в расплав. После ввода модификатора производилась выдержка расплава в ковше в течение 30...40 с для полного усвоения модификатора. Количество вводимого модификатора изменялось от 0,0025 до 0,0125 мас.%. Для оценки эффективности модифицирования заливался контрольный слиток без ввода модификатора.
Был выполнен металлографический анализ, в ходе которого определялась средняя площадь сечения зерна согласно методике по ГОСТ [74]. Макроструктура слитков и зависимость средней площади сечения зерна от количества введенного модификатора представлены на рис. 4.17-4.19.
Установлено, что при введении модификатора в медь марки М00 и Ml формируется преимущественно равноосная структура, протяженность зоны столбчатых кристаллов незначительна. При этом средняя площадь сечения зерна меди марки М00 уменьшается с 5 мм" до 0,9 мм2 при введении 0,005 мас.% миш-металла и при дальнейшем увеличении количества вводимого модификатора она практически не изменяется. Средняя площадь сечения зерна меди марки Ml уменьшается с 6 мм до 0,45 мм" при введении 0,005 мас.% миш-металла. Различие в значении средней площади сечения зерна в меди марки М00 и Ml можно объяснить присутствием большего количества примесей в меди марки Ml, которые способствуют гетерогенизации расплава и позволяют изменить характер кристаллизации с последовательного на объемный.
Кроме исследования макроструктуры образцов была изучена микроструктура образцов меди марок М00 и МІ (рис. 4.20, 4.21)
Анализ микроструктуры образцов меди марок МОО и Ml показал, что при введении модификатора не наблюдается увеличения толщины границ зерен. Это свидетельствует о том, что межзеренные связи не ослаблены. Необходимо отметить, что в микроструктуре меди марки МОО наблюдаются более тонкие границы зерен, чем у меди марки Ml. Это объясняется меньшим содержанием примесей в меди марки МОО, чем в меди марки Ml.
Основным параметром оценки микроструктуры меди, который характеризует уровень ее механических свойств, является размер дендритной ячейки. Для изучения дендритного строения литых образцов использовался оптический микроскоп LECO-SA2000 со встроенной цифровой камерой SONY DVC-R500. Измерение среднего размера дендритной ячейки осуществляли с помощью программного продукта SIAMS Photolab 700. Микроструктура меди марок МОО и Ml и зависимость размера дендритной ячейки от количества введенного миш-металла представлены на рис. 4.22, 4.23, 4.24.
Как видно из рис. 4.22, 4.23 размер дендритной ячейки при введении миш-металла уменьшается для обеих марок меди. Причем размер дендритной ячейки меди марки Ml уменьшается от 3,2 до 1,2 мкм при введении миш-металла, а размер дендритной ячейки меди марки М00 изменяется от 2,5 до 0,9 мкм (рис. 4.24). Отличие в размере дендритной ячейки для разных марок меди можно объяснить различным количеством примесей и разной величиной перегрева меди. По-видимому, измельчение дендритной ячейки связано с изменением характера кристаллизации меди. При введении миш-металла наблюдается изменение характера затвердевания меди с последовательного на объемный.
Результаты испытания механических свойств образцов меди марок М00 и Ml показали, что при увеличении количества вводимого миш-металла наблюдается повышение значений временного сопротивления разрушению при растяжении, относительного удлинения и твердости по Бринеллю. При этом интенсивный рост значений механических свойств меди отмечается при введении до 0,0075 мае. % миш-металла. Дальнейшее увеличение количества вводимого миш-металла не приводит к значительному повышению уровня механических свойств. Необходимо отметить, что значения относительного удлинения для меди марки М00 выше, чем для меди марки Ml, а значения временного сопротивления разрушению при растяжении и твердости наоборот ниже. Это можно объяснить тем, что содержание примесей в меди марки М00 ниже, чем в меди марки Ml. Полученные результаты механических испытаний согласуются с результатами металлографического анализа структуры меди марок М00 и Ml.
Процесс модифицирования сплавов реализовать на практике далеко не просто. При разработке технологии модифицирования необходимо учитывать стабильность усвоения модификатора и равномерность его распределением по объему расплава, время живучести модифицирующих добавок, температурно-временной регламент процесса.
Анализ результатов проведенных экспериментов по модифицированию меди марок М00 и Ml различными модификаторами, такими как магний, титан, лигатура алюминий-титан-бор, редкоземельные металлы в составе миш-металла, показал, что влияние перечисленных модификаторов на формирование структуры и свойств меди с различным содержанием примесей различное. Это свидетельствует о возможных отличиях в механизме модифицирования расплава меди в зависимости от содержания в ней примесей. Известно, что примеси с ограниченной растворимостью в твердой фазе увеличивают интервал метастабильности расплава [41]. Поэтому для чистых металлов присутствие таких примесей при прочих равных условиях не должно изменять протяженность зоны столбчатых кристаллов в слитках. Уменьшение зоны столбчатых кристаллов произойдет, если в расплав чистого металла вместе с растворимой примесью, которая увеличивает переохлаждение перед фронтом кристаллизации, ввести нерастворимую активирующуюся или аморфную примесь, которая в свою очередь уменьшит интервал метастабильности расплава. Введение в расплав любой ограниченно растворимой или нерастворимой в твердой фазе примеси может вызвать эффект модифицирования.
Модифицирование металлов и сплавов позволяет решать одну из наиболее сложных проблем - получение отливок и4 слитков с необходимой структурой и высоким уровнем механических и эксплуатационных свойств. Решению этой задачи посвящено много работ отечественных и зарубежных исследователей [49,100,101,102]. Приведенные в главе 3 экспериментальные и теоретические исследования температурных полей слитков, кинетики нарастания твердой корочки и сопоставление этих данных с металлографическими исследованиями опытных и контрольных слитков, позволяют оценить особенности формирования структуры в слитках при обычных условиях литья и с применением модифицирования.
