Научная статья на тему 'Анализ условий изменения морфологии фронта кристаллизации низколегированных сталей'

Анализ условий изменения морфологии фронта кристаллизации низколегированных сталей Текст научной статьи по специальности «Физика»

CC BY
112
26
i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.
Журнал
Глобальная энергия
ВАК
Область наук
Ключевые слова
ФРОНТ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ / ПЛОСКИЙ ФРОНТ / ЯЧЕИСТАЯ СТРУКТУРА / ДЕНДРИТНАЯ СТРУКТУРА / НИЗКОЛЕГИРОВАННАЯ СТАЛЬ

Аннотация научной статьи по физике, автор научной работы — Суфияров Вадим Шамилевич, Голод Валерий Михайлович

Разработан алгоритм оценки морфологии фронта кристаллизации многокомпонентных сплавов при последовательном переходе от плоского фронта к ячеистой и дендритной структуре. Приведены результаты анализа условий, контролирующих морфологические переходы при формировании микроструктуры отливок из углеродистых и низколегированных сталей. Дана сравнительная оценка влияния компонентов стали на формирование ячеистой и дендритной микроструктуры

i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.

Похожие темы научных работ по физике , автор научной работы — Суфияров Вадим Шамилевич, Голод Валерий Михайлович

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.
i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.

The algorithm of an estimation of morphology in the time of crystallization of multicomponent alloys at consecutive transition from flat front to cellular and dendrite structure are developed. The results of the analysis for conditions determining the morphological transitions during formation of a casting microstructure from carbon and low-alloy steels are presented. The comparative influence of a steel components on formation of cellular and dendrite microstructures is established

Текст научной работы на тему «Анализ условий изменения морфологии фронта кристаллизации низколегированных сталей»

j'Iскст I / А.Н. Орлов, В.Н. Переверзенцев, В.В. Рыбин.— М.: Металлургия, 1980. 154 с.

12. Чувильдеев, В.Н. Неравновесные границы зерен в металлах. Теория и приложения |TeKCTj / В.Н. Чувильдеев,— М.: Физматлит, 2004,— 304 е.

13. Колмогоров, В Л. Пластичность и разрушение I'[е кст I / B.J1. Колмогоров, A.A. Богатов, Б.А. Мигачев.— М.: Металлургия, 1977.— 336 с.

14. Богатов, A.A. Ресурс пластичности металлов при обработке давлением [TeKCTj / A.A. Богатов, О.И. Мижирицкий, C.B. Смирнов [и др. |. — М.: Металлургия, 1983.— 240 с.

15. Смирнов, B.C. Теория прокатки | '[с кст | / B.C. Смирнов.— М.: Металлургия, 1967.— 460 с.

16. Хилл, Р. Математическая теория пластичности |TeKCTj / Р. Хилл; пер. с англ.— М.: ГИТТЛ, 1956,- 640 с.

17. Вишняков, Я.Д. Управление остаточными напряжениями в металлах и сплавах [ТекстJ / Я.Д. Вишняков, В.Д. Пискарев.— М.: Металлургия, 1989,- 254 с.

18. Фомин, С.Г. Физико-механический анализ течения труднодеформируемых металлов и разработка на его основе режимов холодной прокатки фольг [Тексту Дисс. ... канд. техн. наук / С.Г. Фомин / ЛПИ,- Л., 1984,- 252 с.

19. Грабский М. Структурная сверхпластичность металлов [TckctJ / М. Грабский; пер. с польск.— М.: Металлургия, 1975.— 186 с.

20. Третьяков, A.B. Механические свойства металлов и сплавов при обработке давлением [TckctJ / A.B. Третьяков, В.И. Зюзин.— М.:Металлургия, 1973,- 223 с.

УДК621.74.01: 669.14.018

В.Ш. Суфияров, В.М. Голод

АНАЛИЗ УСЛОВИЙ ИЗМЕНЕНИЯ МОРФОЛОГИИ ФРОНТА КРИСТАЛЛИЗАЦИИ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ

Структурные характеристики литого металла, полученного затвердеванием расплава, важны не только для фасонных отливок, но и для слитков, подвергающихся дальнейшей термической и пластической обработке. Процессы кристаллизации определяют размеры и морфологию структуры, которые в конечном счете влияют на механические и эксплуатационные свойства литого материала.

Моделирование процесса затвердевания сплавов, являющееся эффективным инструментом современного металловедения, вовлекает в рассмотрение значительное число влияющих факторов, в частности теплофизические и физико-химические параметры процесса — коэффициент распределения, интервал кристаллизации, наклон ликвидуса и другие характеристики материала в различных фазовых состояниях. Учет их совокупного влияния на процесс кристаллизации обеспечивает возможность адекватного прогнозирования структуры и управления ее формированием.

В работе рассмотрены три возможных морфологических типа кристаллизации металла

(плоский фронт, ячеистая и дендритная кристаллизации) с целью расчета параметров того или иного режима кристаллизации и определения условий перехода одного типа кристаллизации в другой (плоский фронт ^ ячеистая структура ^ дендритная структура).

Из теории и практики формирования структуры бинарных сплавов известно, что их морфология определяется соотношением двух параметров — температурного градиента С в расплаве и скорости перемещения фронта кристаллизации К, а критический параметр (С/У)кр определяет условие перехода от плоского фронта к ячеистой и дендритной структуре [1,2]. Вместе с тем определяющими технологическими параметрами, диктующими характер дендритной и ячеистой микроструктуры (размеры межцуосных промежутков первого и второго Х2 порядка), являются, как свидетельствуют многочисленные экспериментальные данные [1—4 и др.], локальная продолжительность затвердевания и/или скорость охлаждения, которые лишь косвенно связаны с параметрами С и V. Для оценки их роли в формировании литой структуры важно учиты-

вать, что в условиях литья значения параметров С и Кв свою очередь находятся в прямой зависимости от интенсивности теплоотвода [5].

Расчет численных значений температурного градиента С, скорости кристаллизации К и критического параметра (С/Т)кр для условий перехода от плоского фронта к ячеистой и дендритной структуре применительно к низкоуглеродистым сталям рассмотрен с целью выявления металлургических и технологических факторов, позволяющих управлять условиями затвердевания и морфологией формирующейся структуры. Моделирование затвердевания сплавов произведено с помощью аналитического расчета температурных полей при формировании фронта кристаллизации расплавов в зависимости от их состава и начальных условий при заданных параметрах теплообмена.

Для расчета критического параметра, характеризующего устойчивость плоского фронта, применена классическая формула [ 1 ]

рС0(1-к) V кИ,

(1)

где С0 — концентрация второго компонента; р — наклон линии ликвидуса; к — коэффициент распределения; — коэффициент диффузии в жидкой фазе. Приведенная формула получена для бинарных расплавов, поэтому для учета влияния ряда компонентов стали на термокинетические параметры С и Киспользовано аддитивное соотношение, учитывающее вклад парного взаимодействия /-х компонентов с основой сплава:

V ^ к^

Результаты расчета для исследованной низкоуглеродистой стали (0,05 % С; 0,18 % Бц 0,99 % Мп; 0,10 % №>; 0,08 % Сг; 0,48 % N1) представлены в табл.1.

Как видно из табл. 1, относительные (на 1 %) и абсолютные вклады отдельных компонентов в изменение значения критического параметра (С/ККр весьма различаются, причем определяющим является влияние углерода, отличающегося наиболее высоким значением рс и низким значением кс.

Для оценки возможности кристаллизации плоского фронта в условиях заливки расплава в металлическую форму были рассчитаны скорость кристаллизации К, температурный градиент С и их отношение С/К, а затем произведено сравнение значений критического параметра (С/У)кр с расчетным отношением С/К Для определения скорости кристаллизации К использовано соотношение V = 0,5т / л/г [6], где т — время после начала процесса кристаллизации, т — коэффициент затвердевания. Приведенная формула описывает затвердевание полупространства, т. е. соответствует рассматриваемым условиям плоской отливки неограниченной толщины, которые использованы при выводе уравнения (1). Для вычисления т решено трансцендентное уравнение [6]

Т

¿Р2— т =

Ч^р-ТоНр

А 0,25т2 ^

(2)

егГ

г \

0,5 т

Таблица 1

Вклад компонентов стали в изменение морфологии фронта кристаллизации

Система (С % тсс. X р, К/% (9 );'109, м7с М1"^) ,10-8 №)/ ' К-с/(%-м2) К-с/м~

Бе-С 0,05 0,19 87 7,8 475 26,0

0,18 0,77 11 4,2 8,0 27,4

Бе-Мп 0,99 0,76 5,1 4,7 3,0 30,8

Ре-№> 0,10 0,40 9,0 5,7 24 33,2

Бе-М 0,48 0,83 3,9 4,1 2,0 34,1

Бе-Сг 0,08 0,95 1,6 3,2 0,3 34,1

-ьх(тн-тщ)-

ехр

0,25т

2 Л

1-егТ

/ N

0,5 т

(3)

где — температура кристаллизации расплава (согласно диаграмме состояния); Т() — температура на внешней поверхности затвердевающего перегретого расплава; Тн — начальная температура расплава, Ь^ = yJXJ■cJ■Pj — коэффициент тепловой аккумуляции расплава (/ = 1) и твердой корки (/' = 2); р, с и X — соответственно их плотность, удельная теплоемкость и теплопроводность.

Вычисление градиента температуры С в расплаве перед фронтом кристаллизации в зависимости от начальной температуры расплава и времени после начала кристаллизации произведено

дТ,

с помощью соотношения С = -

д

прих=хкр[6]:

(Ти Тк р)>

1-егГ

0,5*

1-егГ

0,5 т

(4)

где х — координата, отсчитываемая от внешней поверхности затвердевающего расплава; хкр =

= тч[г — толщина затвердевшего слоя.

Расчет произведен для условий затвердевания при различной начальной температуре (Ткр = 1808 К) итемпературе внешней поверхности Т() = 900 К (металлическая форма). Сравнительные результаты расчетов для ряда вариантов представлены в табл. 2.

Сопоставление величины отношения С/Кпри затвердевании в металлической форме (табл. 2) с критическим значением (й/У)кр для исследуемого сплава (табл. 1) показывает, что в рассматриваемых условиях кристаллизация плоского фронта без резкого повышения интенсивности теплоотвод а трудно осуществима, поскольку значения С/Кнамного больше величины соответствующего критического параметра (С/У)кр для низкоуглеродистой стали. Этот результат находится в согласии с практикой кристаллизации стали при непрерывном литье, где литой металл, как правило, имеет дендритную морфологию.

Расчет критических условий перехода «ячеистый фронт ^ дендритный фронт» был произведен с целью оценки возможности получения ячеистой структуры при интенсификации условий кристаллизации сплавов. Возникновение дендритной морфологии фронта кристаллизации рассматривают как развитие структурного перехода от плоского фронта кячеистому при дальнейшем накоплении примеси в расплаве с возникновением концентрационного переохлаждения.

Авторы работы [7] принимают, что ячеистая морфология фронта кристаллизации (рис. 1, а) формируется, если расчетное расстояние Х2 от вершины до места возникновения боковых ветвей превышает длину области смыкания соседних стволов Х0; в противном случае возникает дендритная морфология с междуосными промежутками Х2 (рис. 1, б).

На основе результатов работы [7] получено выражение для оценки величины начальных межцуосных промежутков дендритов при кристаллизации многокомпонентного сплава [8]:

УЯ

М*-*/)(Со)/

(А),

Таблица 2

Скорость кристаллизации и градиент температуры при затвердевании низкоуглеродистой стали

и„ ,к т4103,м/с0'5 т,с хкр 410^,м ГЛ04,м/с е,к/м (G/W)?10J,, К-с/м2

1810 4,48 1 4,4 22,4 1120 50

1810 4,48 10 14,2 7,1 450 64

1850 4,27 1 4,3 21,4 23500 1100

1850 4,27 10 13,5 7,1 9290 1300

1908 4,03 1 4,0 20,1 55400 2750

1908 4,03 10 12,7 6,4 21400 3360

¿-i 2'

к w

(5)

20

15

10

2t

; 3 \

4 \

0.10

0,20

030

Переохлаждение, К

Рис. 2. Влияние термического переохлаждения на величину (сплошные линии) и межуосных промежутков (пунктир) и Х2 (точки) для сплавов Ре-С-БьМп

(С, % - 0,05 (7); 0,1 (2); 0,2 (3); 0,4 (4); 81, % - 0,1 (1—3): 0,2 (4): Мп, % - 0,1 (1-3), 0,2 (4)

отношения Х2 - гДе ^о _ расстояние от вершины до точки смыкания соседних первичных стволов ячеистой структуры, отстоящих друг от друга на расстояние . Для оценки использовано выражение [2], которое для многокомпонентных сплавов обобщается в виде

1 G

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

I

/>ДС0)Д1-^)

к:

-1

(6)

Конфигурация вершины растущего дендрита аппроксимирована параболоидом вращения,

для которого = ^2Кк0 [7], откуда следует

У з

0 кр 8 R 8

^ДСоМ!-*,-)

^ к:

-1

(7)

При вычислении значений К и Ув зависимости от заданного термического переохлаждения АТт использованы соотношения [8]

в котором £ = Я — радиус кривизны вершины ствола; Г — коэффициент Гиббса — Том-сона; суммирование учитывает различие ряда параметров /-х компонентов сплава; ф — волновое число (ф = 4 для решетки с кубической симметрией).

Условием морфологического перехода от ячеистой к дендритной структуре фронта кристаллизации согласно [7] является выполнение со-

Размер мкм

R =

' ^ 1

2Pi (Q)/ (Je)/ (1 ~ kj) 2a,ВV

uLrT

R

(8)

где — параметр стабильности (X* « 0,025); Z, с, aL — теплота кристаллизации, теплоемкость и температуропроводность расплава; Iv(P) =

^>30 Содержание углерода, %

Рис. 3. Влияние содержания в исследованных сплавах на величину критических параметров мкм (!) и Ккр, 10 мкм/с, (2), отвечающих переходу от ячеистого фронта к дендритному

= Р ехр(Р)ЕЦР) — функция Иванцова от числа Пекле Р; Рт, Рс — термическое и диффузионное число Пекле (Рт = УЯ/2Рс = УЯ/Ю^:

Рт = Iv"

— AT L т

Повышение переохлаждения приводит в результате возрастания скорости роста Vк интенсификации накопления в расплаве избыточных компонентов, связанного с их перераспределением между фазами (при А,< 1) и с неполнотой диффузии в расплаве , что вызывает уменьшение Хц, X, и Х2 (рис. 2). Пересечение кривых Х0 и Х2 отмечает переход от дендритной (при меньшем переохлаждении) кячеистой морфологии роста.

В сплавах Бе—С—Б!—Мп увеличение содержания углерода (0,02-0,4 %),8шМп(0,1—0, %)

способствует более интенсивному формированию приграничного слоя, обогащенного компонентами сплава (А,<1 — см. табл. 1), вследствие чего сокращаются значения междуосных промежутков X и Х2 (рис. 2) и морфологический переход (ячейки о дендриты) происходит при меньших междуосных расстояниях Хкр и более высокой скорости кристаллизации Укр (рис. 3).

Результаты численного расчета позволяют оценить количественные условия превращений «плоский фронт ^ ячеистая кристаллизация» и «ячеистая кристаллизация ^ дендритная кристаллизация» и исследовать влияние различных факторов на условия структурных переходов, результаты которых важны для качества литого металла.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Флеминге, М. Процессы затвердевания [Текст] / М. Флеминге,— М.: Мир, 1977,— 424 с.

2. Kurz, W. Fundamentals of solidification [Текст] / W. Kurz, D.J. Fisher.- Trans. Tech. Publ., 1998,- 305 p.

3. Элиот, P. Управление эвтектическим затвердеванием [Текст] / Р. Эллиот.— M.: Металлургия, 1987,- 352 с.

4. Galenko, Р.К. Physics of dendrite [Текст] / P.K. Galenko, V.A. Zhuravlev.— World Scientific, 1994,- 199 p.

5. Голод, B.M. Теория, компьютерный анализ и технология стального литья [Текст] / В.М. Голод, В .А. Денисов,- СПб., ИПЦ СПГУТД, 2007,- 610 с.

6. Баландин, Г.Ф. Теория формирования отливки. Основы тепловой теории. Затвердевание и охлаждение отливки [Текст] / Г.Ф. Баландин.— М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э.Баумана, 1998,- 360с.

7. Yoshioka, H. Crystal growth and its morphology in the mushy zone [Текст] / H. Yoshioka, Y. Tada, Y. Hayashi // Acta Mater.- 2004. Vol. 52, № 6,-P. 1515-1523.

8. Голод, B.M. Моделирование и компьютерный анализ кристаллизации многокомпонентных сплавов на основе железа [Текст] / В.М. Голод, К.Д. Савельев, А.С. Басин.— СПб., Изд-во Политехи. ун-та, 2008.— 372 с.

УДК 669.01:622.7:662.2

И.О. Попов, A.M. Пупышев

ГАЗОГЕНЕРАТОРНЫЙ МЕТОД СЕЛЕКТИВНОГО ВОССТАНОВЛЕНИЯ СЛОЖНЫХ ОКСИДНЫХ ЖЕЛЕЗО-ТИТАНОВЫХ КОНЦЕНТРАТОВ

Сочетание уникальных свойств титана и его диоксида оказывает значительное влияние на стремительное расширение области его применения, на создание новых материалов и развитие на их основе современной техники.

Россия входит в тройку крупнейших мировых продуцентов титановой губки и металлического титана, выпуская около 20 % производи-

мого в мире губчатого титана (табл. 1). При этом для производства используется в основном импортное сырье, которое закупается главным образом в Украине, а также в Шри-Ланке, Австралии, Сьерра-Леоне и других странах [1].

Объемы производства диоксида титана в России по сравнению с другими развитыми странами находятся на низком уровне — в мире

i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.