CC BY
88
ствах, применяемых на этапе очистки исходного материала в промышленных условиях.
Статья подготовлена с использованием результатов работ, выполненных в рамках программы
Библиограф
1. Schonert K. Advanches in the physical fundamentals of comminution // In: Advances in mineral Processing, 1986. Littleton. P. 28.
2. Перник А.Д. Проблемы кавитации. Л.: Судостроение, 1966. 439 с.
3. Geganken A. Using sonochemistry for the fabrication of na-nomaterials // Ultrasonics Sonochemistry, 2004. Vol. 11. Р. 47.
развития кооперации российских вузов и производственных предприятий (Постановление правительства Российской Федерации № 218).
ский список
4. Макавецкас А.Р., Башлыкова Т.В., Пахомова Г.А., Филиппов В.И., Лебедев Н.М. Влияние кавитации на технологические свойства рудного и нерудного минерального сырья // Цветные металлы. № 3. 2007.
5. URL:
http://ru.wikipedia.org/wiki/%CA%E0%E2%E8%F2%E0%F6%E8 %FF
УДК 669.782+669.017
ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ СПЛАВОВ В УСЛОВИЯХ НЕРАВНОВЕСНОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И ПЕРЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
М.В. Константинова1, Е.А. Гусева2
Национальный исследовательский Иркутский государственный технический институт, 664074, г. Иркутск, ул. Лермонтова, 83.
Приведены разнообразные примеры формирования структуры сплавов в условиях их неравновесного охлаждения. С учетом общих закономерностей фазовых превращений в сплавах в равновесных условиях, которые отражаются равновесными диаграммами состояния, продемонстрировано отличие в структуре сплавов, полученной в реальных условиях охлаждения, от их равновесной структуры. Это позволяет объяснять и прогнозировать строение различных сплавов, а также использовать эти знания на практике, при получении и обработке промышленных сплавов. Ил. 6. Библиогр. 8 назв.
Ключевые слова: диаграммы состояния; кристаллизация; фазовые превращения; перекристаллизация; переохлаждение; ликвация.
ALLOY STRUCTURE FORMATION IN A NONEQUILIBRIUM CRYSTALLIZATION AND RECRYSTALLIZATION M.V. Konstantinova, E.A. Guseva
National Research Irkutsk State Technical Institute, 83, Lermontov St., Irkutsk, 664074.
The article presents various examples of alloy structure formation under conditions of their non-equilibrium cooling. Taking into account general regularities of phase transformations in alloys under equilibrium conditions, which are described by equilibrium phase diagrams, the authors illustrate the difference in the structure of the alloys obtained in natural conditions of cooling from their equilibrium structure. This allows to explain and predict the structure of various alloys, as well as to use this knowledge in practice, when producing and processing industrial alloys. 6 figures. 8 sources.
Key words: equilibrium diagrams; crystallization; phase transformations; recrystallization; supercooling; segregation.
Процессы при формировании структуры сплавов в реальных условиях охлаждения, когда отвод тепла производится с определенной скоростью, существенно отличаются от тех равновесных процессов, которые происходят в сплавах при бесконечно медленном охлаждении, по результатам которого строят равновесные диаграммы состояния. Равновесные процессы предполагают полное протекание диффузии, как в жидкой, так и в твердой фазе. В реальных условиях
происходит отставание процессов диффузии. Реальное строение сплавов может значительно отличаться от их структуры в равновесном состоянии, которая соответствует равновесной диаграмме состояния: могут появляться или исчезать отдельные структурные составляющие, может изменяться их состав.
При реальных скоростях охлаждения составы как твердой, так и жидкой фазы будут отличаться от равновесных. Поскольку в жидкой фазе диффузионные
1 Константинова Марина Витальевна, кандидат химических наук, доцент кафедры машиностроительных технологий и материалов, тел.: (3952) 405147, 89500537195, e-mail: [email protected]
Konstantinova Marina, Candidate of Chemistry, Associate Professor of the Department of Engineering Technologies and Materials, tel.: (3952) 405147, 89500537195, e-mail: [email protected]
2Гусева Елена Александровна, кандидат технических наук, доцент кафедры машиностроительных технологий и материалов, тел.: (3952) 405147, 89500616247, e-mail: [email protected]
Guseva Elena, Candidate of technical sciences, Associate Professor of the Department of Engineering Technologies and Materials, tel.: (3952) 405147, 89500616247, e-mail: el.guseva @ rambler.ru
процессы протекают более интенсивно, будем считать, что диффузия не успевает выравнивать состав только кристаллической фазы, а состав жидкой фазы соответствует равновесию, получающемуся на границе жидкое - твердое.
Рассмотрим случай, когда компоненты неограниченно растворимы друг в друге как в жидком, так и в твердом состоянии (рис. 1).
вавшейся в последнюю очередь, состав твердой фазы меняется - внутренние объемы обогащены компонентом А (более тугоплавким) и обеднены компонентом В, а поверхность кристалла, наоборот, обеднена компонентом А и обогащена компонентом В (в сравнении с равновесным значением). Такое явление химической неоднородности называется дендритной (внутрикри-сталлитной) ликвацией, или микроликвацией.
Кристаллизация сплава Х начинается при температуре Т с выделения из жидкого расплава состава Ц кристаллов твердого раствора состава а1. При охлаждении до Т2 жидкость изменит состав до 1_2, при этом в условиях равновесия твердый раствор должен иметь состав а2. Но в отсутствии равновесия этот состав будут иметь только верхние слои кристаллов на фазовой границе жидкость - твердый раствор. Внутренние объемы кристаллов, сформировавшиеся прежде, не успеют изменить состав из-за отставания процессов диффузии в твердом веществе, и средний состав всей твердой фазы будет соответствовать точке а2', которая лежит между точками а! и а2. При понижении температуры до Т3 средний состав твердой фазы еще больше отклонится от равновесного и будет соответствовать точке а3' (а не точке а3), которая лежит между точками а2' и а3. И в данном случае состав а3 будет у кристаллов только на границе раздела с жидкой фазой состава 1_3. При температуре Т4, соответствующей температуре равновесного солидуса, кристаллизация должна была закончиться, но этого не произойдет в условиях отсутствия равновесия, т.к. в сплаве еще остается некоторое количество жидкости состава 1_4, равное (а4'а4/а4'1_4)-100%, где а4' - средний состав твердой фазы. Затвердевание сплава закончится при Т5, когда средний состав твердого раствора будет равен составу сплава Х. На поверхности кристаллов состав будет соответствовать а5. Таким образом, по сечению кристалла возникает химическая неоднородность, поскольку от центра, кристаллизовавшегося в первую очередь, к периферии, кристаллизо-
В неравновесных условиях сплав окончательно затвердевает при температурах ниже равновесных температур затвердевания. Линия а^'а^' представляет собой неравновесный солидус. Его положение зависит от условий охлаждения: чем выше скорость охлаждения, тем больше степень переохлаждения, тем ниже температуры завершения кристаллизации в реальных условиях. При этом наблюдается расширение интервала кристаллизации. С другой стороны, чем больше расстояние между линиями ликвидус и солидус (как по горизонтали, так и по вертикали), тем более сплав склонен к ликвации.
При проведении диффузионного отжига при высоких температурах происходит гомогенизация твердого раствора, ликвация устраняется. Однако при выборе температуры отжига необходимо учитывать снижение температуры конца кристаллизации сплава, поскольку при быстром нагреве до температуры, например, Т5 в рассмотренном сплаве Х может произойти оплавление границ зерен.
Соображения, аналогичные вышеизложенным, могут быть применены и в случае сплавов, когда компоненты ограниченно растворяются друг в друге в твердом состоянии, и образуется эвтектика (рис. 2). При кристаллизации однофазных сплавов в неравновесных условиях образующиеся твердые растворы будут химически неоднородны по причине ликвации. В сплавах данной системы, содержащих эвтектику, количество ее будет повышенным по сравнению с тем, которое должно быть в соответствии с равновесной диаграммой состояния. Так, в доэвтектическом сплаве
Т, Тг т, Т.
L+a L
\а, /""--о«, а. V^,—1— х--- L, X. ß
а, CV 1 \ \
а а ♦ р 1 \ N 1 \ 1 1а. 1 Г 1 • 1 \
Т.
А а X в К'УКВ
Рис. 2. Диаграмма состояния двойного сплава, компоненты которого ограниченно растворимы в твердом состоянии и образуют эвтектику
Х средний состав первичной а-фазы будет меняться в последовательности а1', а2', а3', а4'. При эвтектической температуре Т4 жидкости эвтектического состава Ь(, а следовательно, и образующейся из нее эвтектики, будет (а4'Х4/ а4Ъ4)-100%. Это больше, чем в условиях равновесия - (а4Х4/ а4Ь()-100о/о. То же самое можно сказать и про заэвтектические сплавы.
По причине дендритной ликвации в сплавах, состав которых находится левее точки а или правее точки в, может образовываться неравновесная эвтектика. Это может несколько улучшить невысокие литейные свойства таких сплавов в том случае, если их используют как литейные. Однако необходимо учитывать присутствие неравновесной эвтектики при проведении термической обработки, а именно, при выборе температур отжига или закалки. Поскольку неравновесная эвтектика залегает по границам зерен, при нагреве в случае превышения эвтектической температуры возможно оплавление границ зерен (пережог), что является браком. Гомогенизация сплавов при температуре, несколько меньшей эвтектической, приводит к уменьшению количества эвтектики, приближая его к количеству, получающемуся при равновесной кристаллизации.
Так, в сплаве типа дуралюмин Д16 (3,8-4,9% 1,2-1,8% Mg, 0,3-0,8% Mn) структура в равновесном состоянии должна состоять из твердого раствора легирующих элементов в алюминии а и включений вторичных фаз 6 - интерметаллида CuAl2 и S-интерметаллида CuMgAl2.
Однако сплав Д16, полученный в литом состоянии, когда охлаждение от температур жидкого состояния происходило на воздухе, содержит неравновесную эвтектику (рис. 3).
Поскольку температура закалки дуралюмина составляет 495-505оС, а температура неравновесного солидуса -508оС, при закалке возможен пережог. Поэтому после литья перед закалкой проводится длительный диффузионный отжиг, в результате которого
исчезает неравновесная эвтектика, а структура сплава приближается к равновесной.
Рис. 3. Микроструктура литого дуралюмина Д16 (по границам светлых дендритов a-фазы наблюдается неравновесная эвтектическая составляющая)
Часто при кристаллизации сплавов неэвтектического состава получается чисто эвтектическая структура без образования первичных кристаллов, так называемая квазиэвтектическая структура. При этом зерна эвтектического строения имеют состав, отличный от состава эвтектики (в соответствии с диаграммой фазового равновесия). Согласно теории А.А. Боч-вара, скорость роста отдельных кристаллов первичных фаз сильнее уменьшается при переохлаждении жидкости, чем скорость роста эвтектической колонии, поскольку для образования эвтектики необходима диффузия компонентов на небольшие расстояния. В связи с этим первичные кристаллы совсем или почти совсем не успевают вырасти, а вся жидкость будет израсходована на образование квазиэвтектических колоний. Чем больше переохлаждение, тем шире интервал составов, в котором формируется квазиэвтектическая структура.
В зависимости от скорости охлаждения, пере-охлаждаемость жидкого расплава по отношению к
т Т.
То Т, Т„
т,
1 1 1.
\ 1+а ~~ «-0
и
С Р К
а а * р р
Т,
А X У в
Рис. 4. Диаграмма состояния двойного сплава, компоненты которого ограниченно растворимы в твердом состоянии и образуют перитектику
кристаллизующимся фазам может быть неодинаковой; это определяется тем, с какой именно фазой жидкость находится в состоянии метастабильного равновесия. При большом различии переохлаждаемости жидкой фазы область квазиэвтектических структур смещается в сторону от эвтектической точки. При этом при любой степени переохлаждения квазиэвтектические структуры будут образовываться в сплавах, состав которых отличается от эвтектического. Напротив, сплав эвтектического состава будет иметь в структуре избыточные кристаллы первичных фаз и квазиэвтектоид, т.е. по структуре будет соответствовать до- или заэвтек-тическим сплавам.
Различная переохлаждаемость жидкой фазы по отношению к выделению первичных кристаллов может быть обусловлена модифицированием. Введение небольшого количества модификатора второго рода, который адсорбируется на поверхности раздела между твердой и жидкой фазой, может уменьшить поверхностную энергию, что в свою очередь уменьшает переохлаждение, необходимое для образования и роста кристаллов соответствующей фазы. И тогда в сплаве эвтектического состава получается квазиэвтектическая составляющая и избыточные кристаллы этой фазы. На практике при модифицировании, например, силуминов солями натрия, происходит не только смещение эвтектической точки в область большего содержания кремния, понижение температуры кристаллизации эвтектики, но и измельчение эвтектики, что приводит к повышению механических свойств сплава.
В случае диаграммы с ограниченными растворами и перитектическим превращением (рис. 4) влияние ускоренного охлаждения проявляется в еще большей степени. В условиях равновесия, когда состав сплава Х соответствует перитектической точке Р, жидкость состава точки К взаимодействует с образовавшимися кристаллами а-фазы состава точки С, и в результате перитектического превращения образуются кристаллы Р-фазы состава точки Р
Ц + ас ^ Рр.
Если же состав сплава находится правее перитектической точки Р, то после перитектического превращения остается некоторое количество жидкости, и при дальнейшем охлаждении из оставшейся жидкости выделяется фаза р. Равновесный закристаллизовавшийся сплав У состоит только из фазы р.
Отклонение от равновесия при реальной кристаллизации сплавов перитектической системы очень велико: оно значительно выше, чем в сплавах системы с полной растворимостью. Это обусловлено тем, что при затвердевании фаза р образуется на поверхности кристаллов ранее образовавшейся фазы а, экранируя их от жидкой фазы, с которой они должны взаимодействовать, чтобы образование р фазы продолжалось.
Например, в сплаве У при реальных скоростях охлаждения сначала (ниже Т^ образуется фаза а, причем она будет неоднородна, и при перитектиче-ской температуре Тп средний состав ее а2 будет обеднен компонентом В против равновесного (точка С). К началу перитектической реакции жидкости состава точки К будет больше, чем следует из диаграммы равновесия (а2Р/а2К)-100% против (СР/СК)Ш% (в условиях равновесия). При взаимодействии жидкости с неоднородной по составу фазой а вокруг нее образуется тонкий слой фазы р состава точки Р, но в дальнейшем его утолщение будет затруднено, так как для этого необходимо, чтобы через сформировавшийся слой диффундировали атомы В из жидкости и атомы А из твердого раствора а. Диффузия в твердом веществе идет очень медленно. При непрерывном охлаждении жидкая фаза состава точки К затвердевает непосредственно с образованием кристаллов р этого же состава (в среднем, так как в них тоже будет внут-рикристаллитная ликвация). Таким образом, сплав У, который в условиях равновесия должен затвердеть при Т2 как однофазный в виде кристаллов р, реально будет состоять из ликвировавшей фазы а и участков
фазы р перитектического состава точки Р, на которые наслаиваются участки ликвировавшей фазы р среднего состава точки К, образовавшиеся при температуре ниже перитектической Тп; окончание кристаллизации произойдет ниже равновесной температуры Т2.
Фазовые превращения происходят в сплавах и в твердом состоянии.
Распространенным является случай, когда при понижении температуры растворимость компонента в твердом растворе снижается (например, компонента А в растворе р, (рис. 2)), при этом в сплаве У из раствора р происходит выделение вторичных кристаллов фазы а; кривая предельной растворимости СК на равновесной диаграмме будет наклонной. Получающаяся микроструктура зависит, прежде всего, от условий охлаждения и температуры образования вторичных кристаллов. В процессе их выделения понижается объемная свободная энергия, компенсируя возрастание межфазной (поверхностной) и упругой энергий.
При выделении из твердого раствора и других превращениях в сплавах в твердом состоянии происходит образование зародышей новой фазы. Местами преимущественного образования зародышей являются дефекты кристаллического строения, вблизи которых образуются скопления атомов растворенного компонента - границы зерен, блоков, дислокации. Образованию зародышей новой фазы на дефектах решетки благоприятствует также увеличенная скорость диффузии и самодиффузии по границам и вдоль дислокаций.
Разные места предпочтительного образования зародышей реализуются неодновременно: наиболее благоприятные - раньше, или при меньших степенях переохлаждения, менее благоприятные - позднее, или при больших степенях переохлаждения. При медленном охлаждении и достаточно высокой температуре выделение вторичных кристаллов происходит в основном по границам зерна в виде сетки. При более низкой температуре или ускоренном охлаждении кристаллы вторичных фаз выделяются в основном внутри зерна. Так, при медленном охлаждении заэвтектоид-ной стали из аустенитной области вторичный цементит образуется в виде сплошной сетки по границам зерен перлита, что вызывает охрупчивание стали. Для устранения цементитной сетки сталь нагревают выше Асш и охлаждают на воздухе (проводят нормализацию стали), в результате ускоренного охлаждения цементит выделяется в виде отдельных включений в объеме зерна.
Форма выделений определяется соотношением значений упругой и поверхностной энергий. Они могут иметь форму пластин, игл, сфероидов. Величина зерна исходной фазы играет существенную роль при образовании кристаллов вторичных фаз. Если в результате перегрева зерно стало крупным, то пути диффузии растворенного компонента от его середины к границам велики. Это затрудняет образование равноосных зерен или пограничной сетки, особенно при ускоренном охлаждении, и способствует получению вид-манштеттовой структуры (со структурно ориентиро-
ванными выделениями избыточных фаз), что приводит к снижению механических свойств. Например, образование видманштеттова феррита на участке перегрева в зоне термического влияния при сварке углеродистых сталей делает этот участок наиболее опасным из-за низкой пластичности и вязкости стали.
При увеличении скорости охлаждения, например, сплава У с равновесной структурой р + ап (см. рис. 2), температура начала выделения избыточной фазы понижается, количество выделяющихся кристаллов вторичной фазы а закономерно уменьшается, т.к. происходит подавление диффузии, линия предельной растворимости меняет свое положение. При некоторой скорости охлаждения, когда линия предельной растворимости займет новое положение СК', этот сплав будет получен в однофазном состоянии. Полученный раствор р' будет пересыщенным, поскольку по сравнению с равновесной концентрацией при комнатной температуре, отвечающей точке К, он будет содержать большее количество компонента А (У). Подобное происходит при закалке сплавов с переменной растворимостью в твердом состоянии. Пересыщенный раствор неустойчив, и при нагреве, а иногда и при комнатной температуре в сплаве происходят процессы, приводящие его структуру в более равновесное состояние - процессы старения. Пересыщенный раствор распадается с выделением дисперсных частиц избыточной фазы, что вызывает дисперсионное твердение сплава. Описанные процессы лежат в основе процессов упрочняющей термической обработки многих цветных сплавов - алюминиевых, магниевых, медных и пр.
Формирование структуры сплавов, испытывающих эвтектоидное превращение, в условиях неравновесной перекристаллизации также обладает рядом особенностей. На рис. 5 приведена диаграмма для случая, когда оба компонента имеют полиморфные превращения, причем их высокотемпературные модификации характеризуются неограниченной растворимостью, а низкотемпературные - ограниченной растворимостью друг в друге, и происходит эвтектоидное превращение YЕ ^ аС + рМ. При ускоренном охлаждении в сплавах уменьшается количество выделяющихся из фазы Y избыточных фаза или р.
Это наблюдается, например, при проведении нормализации доэвтектоидной стали, которая при равновесном охлаждении испытывает эвтектоидное превращение аустенита (твердого раствора углерода в гамма-железе) в перлит-эвтектоидную смесь феррита (твердого раствора внедрения углерода в альфа-железе) и цементита (карбида Fe3C).
Структура доэвтектоидной стали 40 (0,37-0,45% С, 0,5-0,8% Mn, 0,17-0,37% Si, не более 0,04%^, не более 0,035%Р) в равновесном состоянии - феррито-перлитная, количество феррита и перлита примерно одинаковое (рис. 6, а). Такая структура была получена нами в стали после отжига (при охлаждении с печью от температуры 840оС). Структура этой же стали, полученная при охлаждении от 840оС на спокойном воздухе (после нормализации), представлена на рис. 6, б.
т.
I. " . . г
1 + 5 1
\ «♦* \ Е ЬР 1 ?
/с 1 2 м\
к - а * Р ---Р
А X У Б
Рис. 5. Диаграмма состояния двойного сплава с полиморфным превращением обоих компонентов
и эвтектоидным превращением
Охлаждение на воздухе, более быстрое, чем охлаждение с печью при отжиге, подавляет выделение избыточного феррита, что приводит к уменьшению его количества и увеличению доли эвтектоида - перлита.
В сплавах, близких по составу к эвтектоидному, при определенной скорости охлаждения выделение кристаллов избыточных фаз а или в может быть полностью подавлено. Тогда исходная фаза Y превращается сразу в смесь кристаллов фаз а и в, и у сплава образуется квазиэвтектоидная структура (аналогично квазиэвтектической), состав которой равен составу сплава и не соответствует составу равновесной эвтек-тоидной точки. Это имеет место при переохлаждении,
образуется только квазиэвтектоид, который отличается от эвтектоида непостоянством своей концентрации. В доэвтектоидном сплаве Х квазиэвтектоид обеднен компонентом В, а в заэвтектоидном сплаве У он обогащен компонентом В по сравнению с равновесным содержанием (точка Е). Кроме того, чем больше степень переохлаждения, тем дисперснее выделения фаз, образующих эвтектоид, тем выше прочностные свойства сплава. Регулируя степень дисперсности эвтектоида, можно в широких пределах менять свойства сплавов.
Приведенные примеры формирования структуры сплавов в условиях неравновесного охлаждения под-
соответствующем, например, температуре точки 1 (сплав Х) или 2 (сплав У) (рис. 5). Минимальные степени переохлаждения, вызывающие образование ква-зиэвтектоидных структур, зависят от состава сплавов. Температуры образования квазиэвтектоида находятся на пунктирных продолжениях линий РЕ и ЕК - Ер и Ек соответственно (в зависимости от состава сплава). В области, ограниченной линиями Ер и Ек, избыточные фазы выделяться не будут, в сплавах этой области
тверждают, насколько реальные структуры отличаются от равновесных. Однако учитывая общие закономерности фазовых превращений в равновесных условиях, которые описываются равновесными диаграммами состояния, и влияние условий охлаждения на реальную кинетику этих превращений, можно объяснять и прогнозировать изменение структуры сплавов, а также использовать эти знания на практике, при получении и обработке сплавов.
1. Горицкий В.М. Диагностика металлов. М.: Металлургиз-дат, 2004. 408 с.
2. Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение. М.: Машиностроение, 1990. 528 с.
3. Арзамасов Б.Н., Крашенинников А.И.. Пастухова Ж.П., Рахштадт А.Г. Научные основы материаловедения. М.: МГТУ им. Н.Э. Баумана, 1994. 368 с.
4. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов. М.: Металлургия, 1971. 495 с.
5. Лившиц Б.Г. Металлография. М.: Металлургия, 1971.
ский список
408 с.
6. Сорокин В.Г., Волосникова А.В. [и др.]. Марочник сталей и сплавов / под общ. ред. В.Г. Сорокина. М.: Машиностроение, 1989. 640 с.
7. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1986. 480 с.
8. Арзамасов Б.Н., Брострем В.А. [и др.]. Конструкционные материалы: справочник / под общ. ред. Б.Н. Арзамасова. М.: Машиностроение,1990. 688 с.
УДК 66.041
ОПТИМИЗАЦИЯ КОНСТРУКЦИИ ТРУБЧАТЫХ ПЕЧЕЙ. I. УМЕНЬШЕНИЕ ПОВЕРХНОСТИ ОРЕБРЕНИЯ ТРУБ
С.Ю. Ляшонок1, А.В. Книжник2, С.Г. Дьячкова3
1,3Национальный исследовательский Иркутский государственный технический университет, 664074, г. Иркутск, ул. Лермонтова, 83. 1,2ОАО «ИркутскНИИхиммаш», 664074, г. Иркутск, ул. Курчатова, 3.
На основе оптимизации конструкции печи найдена корреляция между параметрами работы печи и изменениями конструкции и числом ребер змеевика. Проведена серия расчетов для определения последствий уменьшения поверхности оребрения и способов возможной компенсации изменением рабочих параметров. Получены данные о минимальной площади оребрения, обеспечивающей необходимую теплопередачу. Ил. 4. Табл. 2. Библиогр. 5 назв.
Ключевые слова: трубчатая печь; ребристая труба; теплопередача; трубчатый змеевик высокого давления; тепловой режим.
OPTIMIZATION OF TUBULAR FURNACE DESIGN. REDUCTION OF PIPE FINNING SURFACE S.Y. Lyashonok, A.V. Knizhnik, S.G. Dyachkova
National Research Irkutsk State Technical University, 83, Lermontov St., Irkutsk, 664074. Branch of "IrkutskNIIhimmash" pic, 3, Kurchatov St., Irkutsk, 664074.
On the basis of furnace design optimization the authors found a correlation between furnace operation parameters, design changes and a number of coil pipe fins. They performed a series of calculations in order to determine the consequences of the finning surface reduction and ways of possible compensation by changing of working parameters. The data on the minimum finning area that provides necessary heat transfer are obtained. 4 figures. 2 table. 5 sources.
Key words: tubular furnace; ribbed (finned) pipe; heat transfer; tubular high pressure coil pipe; thermal regime.
Трубчатые печи конвективного типа с оребрённы-ми трубами, используемые в производстве масел на ОАО «Ангарская нефтехимическая компания», были спроектированы в 60-е годы прошлого века. Управление работой печи осуществляется вручную. Вместе с тем, к настоящему времени внедрение новых технологий и современные требования к качеству нефтепродуктов вносят коррективы в сырьевые и технологические режимы работы печей. Основное достоинство используемых на ОАО «АНХК» печей в том, что они
имеют большой запас прочности, могут работать в большом диапазоне нагрузок и температур. Поэтому данное оборудование более целесообразно модернизировать, а не проектировать заново [5].
В качестве объекта исследований нами была выбрана печь конвективного типа, в камере сгорания которой установлены газовые горелки, радиантная секция отсутствует. В конвективную секцию дымовые газы поступают из камеры сгорания. В целях экономии тепла на горелки подается воздух, подогретый в воз-
1Ляшонок Сергей Юрьевич, аспирант, инженер-технолог, тел. 89016405698, e-mail: [email protected] Lyashonok Sergey, Postgraduate, Engineer-Technologist, tel.: 89016405698, e-mail: [email protected]
2Книжник Алексей Владимирович, кандидат химических наук, зав. сектором моделирования, тел. 89646527061, e-mail: [email protected]
Knizhnik Aleksei, Candidate of Chemistry, Head of the Sector of Modeling, tel.: 89646527061, e-mail: a.knizhnik @ himmash.irk.ru
3Дъячкова Светлана Георгиевна, доктор химических наук, профессор, зав. кафедрой химической технологии, тел. (3952) 405120 ,e-mail: [email protected]
Dyachkova Svetlana, Doctor of Chemistry, Professor, Head of the Department of Chemical Technology, tel.: (3952) 405120, e-mail: [email protected]
