CC BY
29
-Ф-
-Ф-
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор В.Ю. Конкевич
УДК 621.74:669.01
К УСЛОВИЯМ ФОРМИРОВАНИЯ НЕДЕНДРИТНОИ СТРУКТУРЫ В СЛИТКАХ И ГРАНУЛАХ ЛЕГКИХ И ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ
Г.И. Эскин, докт. техн. наук (ОАО ВИЛС, e-mail: info@oaovils.ru)
Обсуждаются механизмы формирования недендритной структуры в слитках и гранулах из легких и жаропрочных никелевых сплавах.
Ключевые слова: недендритная структура, акустическая кавитация, слитки, гранулы.
On Conditions of a Nondendritic Structure Formation in Light Alloy and Ni-Base Superalloy Ingots and Powders. G.I. Eskin.
Mechanisms of a nondendritic structure formation in light alloy and Ni-base super-alloy ingots and powders are discussed.
Key words: nondendritic structure, acoustic cavitation, ingots, powders.
Фундаментальные исследования закономерностей предельного измельчения зерен-ной структуры литого металла при кристаллизации легких и жаропрочных сплавов проводились в институте в течение ряда лет под руководством выдающегося российского ученого, члена-корреспондента РАН В.И. До-баткина.
Работы в этом направлении продолжаются в ВИЛСе и в настоящее время.
Еще в 40-е гг. прошлого века при изучении структуры слитков непрерывного литья из алюминиевых сплавов В.И. Добаткин обнаружил, что степень измельчения дендритного параметра (расстояния между осями второго порядка) увеличивается по мере повышения скорости охлаждения при кристаллизации по гиперболическому закону [1].
Поздние исследования показали, что этой закономерности подчиняется и измельчение недендритных зерен [2].
На рис. 1 зависимость размеров дендритного параметра и недендритного зерна от скорости охлаждения представлена в виде
cS &
& К
к &
4
5
к
S
а
10
10'
10
100 105
Скорость охлаждения, К/с
10
10
Рис. 1. Зависимость недендритного зерна (1—3) и дендритного параметра (4—13) от скорости охлаждения расплава при кристаллизации алюминиевых (1, 4—11), магниевых (2, 12) и никелевых (3, 13) сплавов по собственным экспериментальным результатам [2, 9—12, 16—18] и литературным данным [7, 8, 13, 15]:
I - недендритное зерно и дендритный параметр;
II - область дендритных зерен
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
полосы с небольшим разбросом точек по результатам экспериментальных исследований ВИЛСа и литературным данным для алюминиевых, магниевых и никелевых сплавов.
Как показали исследования, предельное измельчение зеренной структуры возможно только в том случае, когда растущие дендри-ты не успевают выбросить ветви из-за большого числа образующихся центров кристаллизации в условиях рекалесценции. Поэтому процесс затвердевания заканчивается на начальной стадии роста каждого дендрита. Такая структура была названа авторами субдендритной (predendritic) или недендритной.
Причиной измельчения дендритного параметра или недендритного зерна при ускорении процесса затвердевания является возрастающее несоответствие скорости тепло-переноса и скорости массопереноса .
Недендритное зерно может образоваться лишь тогда, когда в течение всего периода времени кристаллизации (от момента возникновения зародыша до последних порций жидкого металла) гладкая поверхность зерна остается устойчивой.
Это возможно, в свою очередь, тогда, когда переохлаждение расплава вблизи поверхности растущего зерна очень мало, не больше величины, которая требуется для поддержания роста.
Увеличение скорости охлаждения при непрерывном литье слитков приводит к переохлаждению на фронте кристаллизации и для его предотвращения необходимо большое число зародышей. Если их мало, то возникает обычная дендритная структура, при которой размер зерна определяется числом центров и не зависит от скорости охлаждения, как это показано на рис. 1 (область II).
При избытке зародышей кристаллизации в любом объеме переохлаждаемого расплава всегда окажется, по крайней мере, один центр. Более того, часть центров кристаллизации может оказаться «неиспользованными». Они будут реализованы лишь при усилении тенденции к переохлаждению в результате увеличения скорости охлаждения.
Таким образом, при избыточном числе зародышей кристаллизации изменяется фактор,
контролирующий размер зерна в слитке - им становится скорость охлаждения.
Эти исследования позволили авторам научного открытия сформулировать новую закономерность кристаллизации металлических материалов [2].
Согласно этой закономерности, если перед фронтом кристаллизации создать избыток зародышей кристаллизации, например,за счет сочетания кавитационной обработки расплава и введения модификаторов зародышевого действия, то можно при любой скорости охлаждения получить недендритное зерно, величина которого будет зависеть только от скорости охлаждения.
Полученное недендритное зерно является предельно измельченным для каждой скорости охлаждения и по своим размерам равным среднестатистическому размеру дендритного параметра.
Наши исследования и анализ мировой литературы свидетельствуют о том, что недендритную структуру можно получить как по гетерогенному механизму размножения зародышей кристаллизации, так и при быстром охлаждении за счет глубокого докристаллиза-ционного переохлаждения и тем самым усиления зародышеобразования. Однако для реализации последнего механизма необходимы тщательная очистка расплава от примесей и исключение проявления гетерогенного образования зародышей кристаллизации.
Рассмотрим более подробно возможные механизмы размножения зародышей кристаллизации.
Гетерогенный механизм формирования недендритной структуры
Одним из наиболее распространенных методом измельчения зеренной структуры легких сплавов является модифицирование расплава за счет формирования зародышей кристаллизации на частицах алюминидов переходных металлов.
Однако при модифицировании, как правило, не удается достигнуть предельного измельчения зерна. В отдельных случаях при применении исключительно сильных модификаторов удается получить большое коли-
-Ф-
-Ф-
-Ф-
-Ф-
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
чество зародышей затвердевания при гетерогенной кристаллизации. Например, при сочетании Бе + или + Ы для алюминиевых сплавов или 7г для магниевых сплавов.
Так, например, при введении в состав сплавов типа В95пч (01970) суммарного количества модификаторов 0,35 % (0,1 % 7г + 0,25 % Бе) при непрерывном литье слитков диаметром 134 мм вместо дендритной структуры с размером зерна 1 0,3 мм формируется недендритная структура с размером зерна 30-35 мкм. Однако достаточно снизить концентрацию скандия < 0,25 % эффект измельчения уменьшается и структура слитка остается дендритной [3].
К этому следует добавить, что введение в состав сплавов свыше 0,2 % Бе нецелесообразно из-за значительного удорожания продукции.
В то же время получение недендритного строения слитка и сохранение всех преимуществ влияния скандия на свойства слитков и полуфабрикатов возможно при легировании скандием и цирконием в количестве всего 0,1-0,15 % Бе + 0,1-0,15 % 7г и одновременного воздействия акустической кавитации, что незначительно повышает стоимость металла .
Были также попытки применить способ литья через водоохлаждаемый лоток или использовать низкочастотную вибрацию расплава при температуре, близкой к температуре ликвидус, когда размножение зародышей кристаллизации идет путем разрушения образующихся дендритных зерен [4].
Гетерогенное зарождение происходит в этом случае путем обламывания растущих на фронте кристаллизации дендритных ветвей за счет сильного перемешивания в охлажденном почти до температуры ликвидус расплаве [5]. Однако эти методы трудно осуществить в промышленных условиях.
Кроме того, как пишут авторы этих работ, получить полностью во всем объеме недендритную структуру слитка при такой обработке нельзя, так как рост этих обломков кристаллов в слабо переохлажденном расплаве жидкой ванны слитка приводит наряду с измельчением зерна к укрупнению дендритного параметра .
Так, в работе [6] в сплаве А1-6 % Си при перемешивании расплава механической мешалкой вблизи температуры ликвидус (620 °С) структура небольших отливок состояла из островков недендритной структуры в дендритной матрице. Словом, такая технология непригодна для получения слитков методом непрерывного литья.
В настоящее время в промышленности повсеместно применяют измельчение структуры слитков алюминиевых сплавов введением в поток расплава на пути в кристаллизатор специальных лигатурных прутков систем А1-Т1-В или А1-Т1-С, которые содержат уже готовые дисперсные частицы зародышей кристаллизации Т1В2 или ТЮ размером 1-3 мкм [7]. Правда, при этом большая часть (до 80 %) этих дисперсных зародышеобра-зующих частиц размером 1-3 мкм объединяется в агломераты размером 1 30 мкм и задерживается в рафинирующих устройствах, так что до жидкой ванны слитка доходит только малая их часть. В результате структура слитка измельчается недостаточно и остается дендритной.
Наши исследования, однако, показали, что число активных зародышей кристаллизации можно многократно увеличить. Это стало возможным в условиях, когда расплав подвергается обработке мощным ультразвуком в режиме акустической кавитации [8-16].
А.А. Байков [17] ввел в теорию металлургических процессов концепцию «планктона», т. е. представление о реальном расплаве как о микронеоднородной и термодинамически неустойчивой системе, отличающейся огромной реакционной поверхностью раздела. Это означает, что реальный расплав является не идеальной жидкостью, а содержит множество субмикронных частиц из числа собственных оксидов и других твердых неметаллических образований, обычно не смачиваемых расплавом и не участвующих в процессе затвердевания.
При активном внешнем воздействии на реальный расплав можно существенно снизить микронеоднородность и повысить устойчивость этой системы за счет смачивания этих частиц и тем самым включения в процесс кристаллизации.
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
Дело в том, что в активной форме, пригодной к образованию зародышей кристаллизации, находится лишь очень небольшая часть микронеоднородностей или примесей в составе «планктона». Основная доля неметаллических частиц «планктона» не участвует в процессе кристаллизации,так как не смачивается расплавом вследствие того, что микронеровности на их поверхности в виде щелей и трещин заполнены газовой фазой.
Известно, что подкладкой для гетерогенного зарождения центров кристаллизации чаще всего служат частицы собственных оксидов и других неметаллических соединений субмикронных размеров, смачиваемых расплавом. Как правило, на поверхности этих активных, смоченных расплавом «подложках» формируются химические соединения (алюминиды), образуемые специально вводимыми в состав сплава модификаторами из числа переходных металлов, имеющие кристаллографическое строение, близкое к кристаллизующемуся из матричного расплава твердому раствору.
Технологически можно снизить термодинамическую неустойчивость «планктона» путем применения термовременной обработки, т. е. выдержке расплава перед кристаллизацией при высоких температурах [18]. Однако ее применение замедляет технологический процесс литья. Кроме того, эта технология не может быть применена при литье сложноле-гированных сплавов из-за возможного выгорания части легирующих элементов.
Как показали наши исследования в ВИЛСе, решить проблему можно путем вовлечения в процесс кристаллизации преобладающую часть «планктона» без перегрева, если подвергнуть расплав ультразвуковой обработке (УЗО) с развитием акустической кавитации.
Теория образования зародышей кавитации на твердой, не смачиваемой жидкостью поверхности разработана выдающимся российским физиком Я.И. Френкелем [19].
В наших исследованиях идеи Я.И. Френкеля были распространены на процессы ультразвуковой (кавитационной) обработки жидкого металла.
По-видимому, происходит это следующим образом. При ультразвуковой обработке (далее УЗО) расплава выше порога кавитации
у поверхности капиллярной щели примеси, содержащей газовую фазу, зарождается ка-витационный пузырек, так как именно в этом месте кавитационная прочность расплава ослаблена. Образовавшийся кавитационный пузырек после нескольких периодов нелинейных колебаний на частоте приложенного ультразвукового поля, как правило, смыкается.
При этом запасенная энергия трансформируется либо в импульс высокого давления, либо в мощную кумулятивную струю жидкого металла.
Следствием этих событий, несмотря на капиллярные ограничения, примесь частично или полностью смачивается расплавом. В данном случае можно говорить об активации частиц примесей, так как закристаллизовавшийся в капиллярных щелях расплав может оставаться твердым при температурах, превышающих температуру ликвидус данного сплава, и тем самым служить подложкой для образования центра кристаллизации. После акта схлопы-вания единичного кавитационного пузырька и выделения запасенной энергии происходит
Рис. 2. Продольная макроструктура (х 1,0) слитка
сплава 1960диаметром 70 мм в зоне перехода от дендритной к недендритной структуре в момент начала ультразвуковой обработки
"Ф
-Ф-
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
разрушение пузырька на новые «осколочные» зародыши, при этом последовательные процессы коллапса новых пузырьков и их размножение идут по цепной реакции.
Как правило, УЗО расплава ведут на частотах 17-25 кГц, при этом продолжительность периода колебаний составляет миллионные доли секунды. Другими словами, процесс активации частиц «планктона» происходит практически мгновенно, сразу после начала УЗО расплава.
Это можно проиллюстрировать рис. 2, где показана продольная макроструктура слитка диаметром 70 мм из сплава 1960, фиксирующая переход от стандартного процесса литья (без УЗО) к процессу кристаллизации под действием УЗО. Хорошо видно, что переход к недендритной кристаллизации начинается сразу же после начала УЗО.
Гомогенный механизм формирования недендритной структуры
Переход от процесса литья массивных слитков и отливок к гранулированию и затвердеванию малых объемов (капель), как правило, сопровождается существенным первоначальным (до начала кристаллизации) переохлаждением.
Вероятность формирования недендритной структуры при повышении скорости охлаждения расплава объясняется переохлаждением объема кристаллизующейся капли. Это первоначальное переохлаждение определяет процесс интенсивного зародышеобразова-ния и переход к спонтанной кристаллизации и повышению скорости кристаллизации по сравнению с первоначальным теплоотводом.
Внешнее охлаждение капли повышается, и благодаря этому кристаллизационное переохлаждение позволяет достичь условий, когда термодинамически устойчивыми зародышами кристаллизации становятся кластеры.
Спонтанная кристаллизация с большим числом центров неизбежно приведет к образованию недендритной структуры, которая возникает и в других случаях, когда энергия образования зародышей в расплаве оказывается меньше энергии выбрасывания ветвей ядром дендрита [10].
Таким образом, при быстрой кристаллизации можно сформировать недендритную структуру (наряду с дендритной) без применения специальных физических средств воздействия на расплав в условиях повышенной скорости охлаждения расплава и развития при этом докристаллизационного переохлаждения.
К сожалению, в алюминиевых сплавах кристаллизационного переохлаждения даже при скоростях охлаждения 1 107 °С/с практически не возникает, вследствие чего рассчитывать на гомогенное зарождение не приходится.
В то же время для широкой гаммы магниевых сплавов это возможно. Сравнительно недавно в работе [20] такие данные были получены экспериментально для скоростей охлаждения расплава 1 106 К/с, когда в диапазоне скоростей 100-106 К/с была построена гиперболическая кривая измельчения дендритного параметра и недендритного зерна, что подтверждает наши результаты (см. рис. 1).
Для никелевых сплавов при быстрой кристаллизации возможно переохлаждение до 200 °С [12], и сравнительно просто может быть реализован гомогенный механизм зароды-шеобразования.
Так, например, в никелевых жаропрочных сплавах при экстракции расплава с получением тонких волокон диаметром до 20 мкм можно реализовать скорость охлаждения 1 108 К/с и получаемое переохлаждение позволяет зафиксировать недендритную структуру с размером зерна менее 1,0 мкм.
Формирование недендритной структуры в слитках и гранулах легких сплавов
Алюминиевые и магниевые сплавы. Впервые недендритная структура была обнаружена при непрерывном литье слитков из сплава 1960 (А!-7п-Мд-Си-7г) диаметром 70-280 мм, полученных с применением УЗО расплава в жидкой ванне слитка в 1966-1967 гг. [8].
Дальнейшие систематические исследования, проведенные в ВИЛСе под руководством В.И. Добаткина, позволили установить закономерности, при которых недендритную структуру можно получать в большинстве алюминиевых и магниевых сплавах под действием
-Ф
-Ф-
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
УЗО расплава в жидкой ванне слитка. Правда, для этого необходимо, чтобы в составе сплавов имелись модифицирующие добавки переходных металлов,таких как цирконий,ти-тан и др.
По этой технологии в заводских условиях (КУМЗ, ВСМПО, ЗЛС) нами было освоено получение слитков малых, средних и крупных сечений (вплоть до диаметра 1200 мм) из конструкционных легких сплавов с недендритной структурой [12-15].
В ходе этих исследований было подтверждено (рис. 3), что переход к формированию недендритной структуры происходит только при обработке расплава в режиме развитой кавитации. Именно в этих условиях УЗО расплава идет активное размножение центров кристаллизации и начинается недендритная кристаллизация, когда вместо дендритной структуры (литье без УЗО) с крупными дендритными зернами формируются полиэдрические равноосные зерна (для слитков диаметром 70 мм размер таких зерен равен 15-20 мкм).
Важно отметить, что при формировании недендритной структуры и с увеличением протяженности межзеренных границ существенно уменьшается толщина эвтектических плас-
Интенсивность УЗО, Вт/см2
Рис. 3. Влияние режимов ультразвуковой обработки (степени развития кавитации) при кристаллизации расплава на переход от дендритной к недендритной структуре слитка (на примере слитка сплава 1960диаметром 70 мм)
Рис. 4. Влияние предельного измельчения зеренной структуры на толщину эвтектических колоний в слитке сплава 1960диаметром 70 мм (х 3000):
а - недендритная структура; б - дендритная структура
тин и размеры вторых фаз (рис. 4). Как будет показано ниже, эта особенность формирования недендритной структуры слитка исключительно важна при проведении последующих технологических операций - гомогенизации и пластической деформации.
Оценить масштаб влияния УЗО расплава на параметры структуры слитков некоторых высокопрочных легких сплавов и сечений можно по результатам металлографических исследований (табл. 1).
Хорошо видно, что наряду с существенным измельчением зерна толщина эвтектических прослоек за счет развития межзеренной поверхности снижается более чем на порядок.
Как было указано выше, недендритную структуру в слитках за счет применения УЗО расплава можно получить также и в сплавах, которые исходно не содержат в своем составе модифицирующие добавки. С этой целью в
-Ф-
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
расплав вводят лигатурные прутки состава Д1-Т1-В или Д1-Т1-С, которые уже содержат дисперсные частицы диборидов или карбидов размером 1-3 мкм и могут служить зародышами кристаллизации зерен алюминиевого раствора.
Однако эти дисперсные частицы, как правило, объединяются в относительно большие агломераты размером до 20-40 мкм. Поэтому только единичные частицы поступают в кристаллизующийся слиток и могут служить зародышами кристаллизации. Большая часть этих частиц в виде агломератов задерживается в рафинирующих устройствах и не доходит до фронта кристаллизации. В силу этого эффективность измельчения оказывается недостаточной, чтобы сформировать недендритную структуру.
С этой целью был предложен способ, позволяющий разрушать агломераты этих частиц в процессе введения лигатурных прутков в расплав с помощью ультразвуковой обработки расплава[21-23].
Роль ультразвуковой обработки состояла в воздействии кавитационной обработки на процесс разрушения агломератов дисперсных частиц Т1В2 или ТЮ [24].
На рис. 5 представлены микроструктуры слитков переплава лигатурного прутка состава Д1-5 % ТМ % В, полученные до и после ультразвуковой обработки расплава. Хорошо видно, что после ка-витационного воздействия происходит разрушение агломератов частиц диборидов титана и измельчение кристаллов алюминидов титана. Разрушение агломератов позволило резко повысить эффект измельчения за счет
попадания большей части активных частиц модификатора в жидкую ванну слитка.
На рис. 6 представлена диаграмма измельчения зеренной структуры слитков сплава 1960 по этой технологии на основе наших совместных работ с С.Г. Бочваром.
Хорошо видно, что независимо от количества титана, вводимого лигатурным прутком состава Д1-5 % ТМ % В, в отсутствии кавита-
Таблица 1
Влияние УЗО расплава в жидкой ванне слитка на параметры структуры слитков некоторых высокопрочных алюминиевых и магниевых сплавов
Марка сплава Применение УЗО Диаметр сечения слитка, мм Параметры структуры, мкм
размер зерна размер дендритного параметра толщина пластин эвтектики
1960 — 70 l 500 20—40 1—3
1960 + 70 15—20 — 0,1
1960 — 270 l 1000 50—70 3—5
1960 + 270 50—60 — 0,3
1965 — 315 l 1300 65—100 3—6
1965 + 315 65—85 — 0,3
МА14 - 174 l 200 50—60 —
МА14 + 174 50 — —
ВМД7 — 118 200 30—40 8—10
ВМД7 + 118 30 — 3—4
Рис. 5. Микроструктура (х 1250) слитков диаметром 10 мм лигатурного прутка состава Al—5 % Ti—1 % B, показывающая эффективность разрушения агломератов диборидов титана и измельчение алюминидов титана за счет воздействия ультразвука:
а — кристаллизация без воздействия УЗО; б — кристаллизация в поле акустической кавитации
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
880*840 400' 360. 320 280 240 200 160 120 80 40
без УЗО с УЗО
2 источника УЗО
дендритный
параметр
0 0,03 0,06 0,09 0,12 Т1, %
0,15 0,18 0,21
Рис. 6. Влияние концентрации титана, вводимого в поток расплава с лигатурным прутком системы А1-Т—В и мощности ультразвука (количества источников ультразвука) на формирование недендритного зерна в слитках сплава 1960
ционной обработки потока расплава, структура остается дендритной. В то же время за счет кавитационной обработки в зависимости от мощности (числа работающих источников ультразвука) формируется предельно измельченная недендритная структура при двухкратном снижении концентрации вводимых диборидов титана из лигатурного прутка.
Ранее на рис. 1 наряду с результатами формирования недендритной структуры, полученными на слитках легких сплавов, были также представлены наши экспериментальные данные по формированию недендритной структуры в гранулах алюминиевых сплавов.
Гранулы из сплавов типа 1960 (Л!-7п-Мд-Си-7г) и супраль (Л!-Си-7г) размером 50100 мкм (скорость охлаждения 105-106 °С/с) получали методом ультразвукового (кавита-ционного) распыления расплава [25]. Механизм ультразвукового распыления состоит в том, что при коллапсе кавитационных пузырьков из расплава выталкиваются капли, причем размер распыляемых капель связан с частотой приложенного ультразвукового поля. Чем выше частота ультразвука, тем меньше размер капель.
Важно подчеркнуть, что в полном соответствии с приведенными выше соображениями, количество гранул с недендритной структурой в общей массе распыленных гранул увеличивается по мере повышения концентрации модифицирующего элемента в сплаве.
Это связано со смещением равновесных пе-ритектических точек на диаграммах состояния вправо, как это всегда имеет место при гранулировании. В этом случае для сплавов типа 1960 предельное насыщение циркония в твердом растворе алюминия составляет 1 %, а для сплавов типа супраль 1,3 %.
Экспериментальные исследования гранул сплавов 1960 и Л!-6 % Си-7г показали, что доля гранул размером 50 мкм с недендритной структурой резко увеличивается по мере того, как концентрация циркония в сплаве начинает превышать предел его растворимости в твердом растворе.
Выше было показано (см. рис. 3, табл. 1), что в недендритной структуре при существенном развитии поверхности между зернами уменьшается толщина пластин эвтектики и тем самым существенно ускоряется процесс эвтектической кристаллизации. Это, в свою очередь, означает существенное измельчение вторых фаз, которые, как правило, не меняют свои размеры при дальнейших технологических переделах в процессе пластической деформации и термической обработки.
Следствием предельного измельчения структуры слитка является повышение пластичности литого металла и сопротивление появлению трещин.
При опытно-промышленном освоении процесса литья слитков крупных сечений с применением УЗО расплава в жидкой ванне слитка было подтверждено [12-14, 16, 26], что слитки с недендритной структурой уже после кратковременного отжига имеют в 2-3 раза выше пластичность, что превышает безопасный предел пластичности (относительное удлинение 1 2 %) и позволяет устранить появление трещин. Это позволило получать годные (без трещин) крупные слитка диаметром до 1200 мм из конструкционных алюминиевых сплавов.
На рис. 7 на примере крупногабаритных слитков сплава 1973 диаметром 830 мм показано, как недендритная структура способствует повышению пластичности при испытаниях на растяжение и удар.
Предельное измельчение зеренной структуры слитков позволяет также существенно снизать длительность гомогенизации за счет
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
26
24
22 м 22
§ 20
Ii 18
^ 16
8 14
* 12
10
_
- KCU
- к --ф
- jyl 5Д ¡> -
I:
5, ф, % 140
120
100
80
60
40
200 300 400 500 Температура испытаний, °С a
200 300 400 500 Температура испытаний, °С
Рис. 7. Повышение пластичности при испытаниях на растяжение и удар крупногабаритных слитков сплава 1973диаметром 830мм за счет перехода от дендритной к недендритной структуре
ускорения диффузионных процессов для крупных круглых слитков сплава 1973 диаметром 830-960 мм с 32 до 6 ч без потери технологической пластичности.
Важным преимуществом недендритной структуры слитков является наследственное влияние на структуру и свойства деформированных полуфабрикатов.
Положительное влияние недендритной структуры слитков на структуру и свойства деформированных полуфабрикатов было получено практически при всех известных методах деформирования, вплоть до деформации в твердожидком состоянии [27].
На прессованных панелях, катаных листах, штамповках и поковках из конструкционных алюминиевых и магниевых сплавов было от-
мечено наследственное измельчение структуры и повышение свойств, особенно пластичности в высотном направлении.
Для подтверждения этого тезиса рассмотрим влияние недендритной структуры слитка на структуру и свойства крупных штампованных корпусов из высокопрочного сплава 1965 (А1-7п-Мд-Си-7г).
Как было показано в табл. 1, недендритное зерно в слитках диаметром 315 мм (литье сУЗО) имеет размер 65-80 мкм и толщину эвтектической прослойки 0,3 мкм, а, соответственно, в дендритной структуре (литье без УЗО) размер зерна составляет 1300 мкм и толщина эвтектических колоний 3-6 мкм.
Микроструктура донной штамповки из слитков с недендритной структурой имеет тонкое волокнистое строение в отличие от грубого строения штамповки после деформации слитка с дендритной структурой.
Различие в структуре оказало большое влияние на свойства деформированного металла (табл. 2).
Представленные в табл. 2 результаты свидетельствуют о существенных преимуществах деформации заготовок с недендритной структурой. Предельное измельчение структуры слитка позволяет одновременно обеспечить рост как прочностных, так и пластических характеристик деформированного металла.
Аналогичные результаты были получены при прессовании труб из одного из самых прочных сплавов В96Ц-1 системы А1-7п-Мд-Си-7г) [28].
Влияние недендритной структуры было обнаружено и при изготовлении полуфабрикатов
Таблица 2 Влияние структуры литой заготовки на механические свойства штампованных корпусов из сплава 1965 (после термообработки по режиму Т6) [10, 11]
Место вырезки Направление Недендритная структура Дендритная структура
образца ств, МПа ст02, МПа 5, % ств, МПа ст02, МПа 5, %
Донная часть Хорда Радиус Высота 640 600 600 630 590 580 11,8 7.2 5.3 590 570 540 570 550 530 6,8 6,8 3,2
Обечайка Вдоль Поперек 660 660 640 640 10,5 11,2 640 640 610 630 8,0 9,0
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
Таблица 3 Результаты исследований условий сверхпластичности в зависимости от размера зерна
Метод получения Размер зерна, мкм 8, %
долевое направление высотное направление
Ультразвуко- 8,3 7,8 222
вое распыление
Центробежное 500 32 7
гранулирование
из гранул. Из сплава супраль (Л!-6 % Си-1,5% 7г) были получены гранулы размером < 50 мкм с недендритной структурой после ультразвукового распыления в парах гелия [25] и гранулы размером < 300 мкм путем центробежного гранулирования в воду.
Для изучения склонности к сверхпластичности металла, полученного из гранул с недендритной структурой, полосы катали в холодном состоянии на лист толщиной 1 мм. Затем после отжига проводили испытания при температурах 450-500 °С с начальной скоростью деформации 1,2- 10-3 1/с (табл. 3).
Полученные результаты подтверждают известную зависимость роста относительного удлинения от размера зерна [25].
Формирование недендритной структуры
в жаропрочных никелевых сплавах
Технология гранулирования отличается от традиционной технологии литья слитков более интенсивным охлаждением и уменьшением размера литого образца [29, 30]. При более высоких скоростях охлаждения получить недендритную структуру (наряду с дендритной) можно при усилении зародышеобразования за счет глубокого докристаллизационного переохлаждения .
Переохлаждению при кристаллизации никелевых гранул посвящен ряд работ В.И. До-баткина [31, 32].
Так, в статье [32], написанной В.И. Добатки-ным совместно с Е.А. Зверевой и О.Х. Фаткул-линым, впервые указывается, что скорость охлаждения при гранулировании зависит от
условий охлаждения - вида теплоносителя, скорости движения его относительно поверхности гранулы и др.
Наряду с вышеуказанными причинами при затвердевании гранул размером несколько десятков микрон нужно учитывать еще один фактор - глубокое переохлаждение расплава внутри гранулы. При этом структура гранул может определяться не только скоростью охлаждения, зависящей от вида теплоносителя и скорости его движения относительно гранулы, но и глубокого переохлаждения мелких гранул.
В указанной выше статье предлагаются рецепты получения максимального измельчения структуры гранул на основе использования предварительного переохлаждения, такие как:
- повышение чистоты расплава и охлаждающей среды с целью предотвращения окисления капель и гетерогенного зарождения кристаллов на твердых частицах примесей и окисных пленках;
- достижение максимальной равномерности гранул по массе;
- создание механизма воздействия на переохлаждение капли, позволяющего на определенной стадии полета инициировать одновременно начало кристаллизации.
Получение гранул никелевых сплавов можно проводить двумя методами: центробежным распылением расплавляемого электрода и газовым распылением струи расплава.
Центробежное распыление. На возможность получения гранул с недендритной структурой независимо от исследований в ВИЛСе указали американские исследователи [33].
Так, в сплаве Мопо!оу 444, который в отличие от двух других сплавов (МЛЯ-М200, В195) был более чистым и не содержал в своем составе примесей С, В, и 7г, доля гранул диаметром 20 мкм с недендритной структурой после центробежного распыления оказалась равной 66,4 %, для более сложного по составу сплава МЛЯ-М200 - всего 37,7 % и сплава В195 - 50,4 % (табл. 4).
Следует добавить, что, как показали последние исследования в ВИЛСе, определенное совершенствование техники гранулирования, например при центробежном распылении
-Ф-
-Ф-
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
Таблица 4 Влияние размера гранул и состава никелевых жаропрочных сплавов на формирование доли (%) с недендритной (микрокристаллической) структурой
Марка сплава Размер гранул, мкм
90 62 43 20
MAR-M200 1,0 - 0,09 37,7
(Ni-Co-Cr-Al-TiC-
B-Zr-W-Nb)
B195 2,7 - 34,7 50,4
(Ni-Co-Cr-Al-TiC-
B-Zr-W-Nb)
Monoloy 444 3,7 15,8 27,7 66,4
(Ni-Cr-Al-Ti-W-Nb)
никелевых гранул малого размера (< 40 мкм) из расплава повышенной чистоты, и условий охлаждения потока летящих капель может, как указывается выше, увеличить количество гранул с недендритной структурой.
Ультразвуковое газовое распыление. Формирование недендритной структуры гранул возможно также при применении технологии ультразвукового газового распыления расплава [34].
Эта технология отличается от стандартного газоструйного распыления тем, что форсунка, подающая газ на струю расплава, имеет специальную камеру, обеспечивающую оптимальное соотношение кинетической энергии газовой струи и акустическую интенсификацию процесса дробления капель расплава. При частоте ультразвука 16-20 кГц и давлении аргона до 1,0 МПа удавалось получить на фракциях гранул < 50 мкм недендритную структуру с размером зерна < 2,0 мкм.
Наши исследования, проведенные в ВИЛСе совместно с Акустическим институтом РАН, показали, что применение ультразвукового распыления по сравнению со стандартным газодинамическим распылением снижает закрытую газовую пористость в 2-2,5 раза и повышает скорость кристаллизации с вероятностью формирования недендритного зерна.
Литье слитков по методу ВДЭП. Образование недендритной структуры возможно также в процессе специальной технологии получения
слитков никелевых сплавов, когда последний формируется из переохлажденных капель.
Такой технологический процесс был создан в 1978 г. в США в компании Special Metals Corporation под маркой VADER (vacuum arc double electrode remelting), а затем воспроизведен в Японии и России (ЦНИИЧМ, ВИЛС) под названием вакуумно-дуговой двухэлект-родный переплав (ВДЭП) [35].
Сущность процесса состоит в том, что два горизонтальных, соосно расположенных расходуемых электрода установлены в вакуумной камере и постепенно расплавляются за счет тепловой энергии дугового разряда. Образующиеся при этом крупные капли расплава размером < 10 мм под действием силы тяжести падают во вращающуюся изложницу и формируют слиток.
Отличительной особенностью слитков, полученных по технологии ВДЭП, является исключительно мелкодисперсная структура, состоящая из недендритных зерен. Подробнее на анализе структуры слитков после ВДЭП по работам [35, 36] и ее влиянию на структуру деформированного металла мы останавливались в нашей обзорной статье [16].
Хотя механизм формирования недендритной структуры слитка при этом методе литья до конца не изучен, авторы [36] считают, что усиление зародышеобразования происходит за счет повышения переохлаждения на фронте кристаллизации слитка и за счет интенсивного перемешивания расплава. Кроме того, можно предположить, что такое измельчение может быть результатом механического разрушения образующегося кристаллического каркаса при растекании капель и действия центробежных сил при вращении изложницы с высокими скоростями.
Отрывающиеся капли уже имеют в своем составе твердую фазу, в процессе падения в изложницу капли дополнительно охлаждаются и объемная доля твердой фазы увеличивается. При попадании в изложницу, капли расплава с большим числом активных центров кристаллизации растекаются по поверхности ванны под действием центробежных сил.
Другой вероятный механизм, по мнению этих же авторов, можно связать с кристалли-
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
Таблица 5
Влияние технологии обработки слитков сплава ЭП741НП, полученных по технологии ВДЭП с недендритной
структурой и ВДП с дендритной структурой на механические свойства деформированного металла
Способ получения МПа МПа 8, % V, % КСи, кДж/м2
ВДЭП + ГО*+ 1450 1060 16,4 18,0 400
деформация
ВДП + ГО + 1430 1040 13,3 15,0 390
деформация
Требования 1275 834 13 15 390
по ТУ
ТО - газостатическая обработка.
зационным переохлаждением капель в процессе перелета в ванну слитка.
Независимо от трактовки механизмов кристаллизации важно отметить, что при затвердевании слитка методом ВДЭП создаются условия объемной кристаллизации, при которых кристаллы растут в переохлажденном расплаве и тепло от растущего кристалла отводится в жидкость.
Исследования показали, что распределение размеров в недендритной структуре более однородно, чем распределение дендритного параметра и, естественно, дендритных зерен в дендритной структуре. Это означает, что недендритная структура является более гомогенной, чем дендритная.
Авторы работы [35] оценили влияние недендритной структуры на свойства слитков никелевых сплавов после ВДЭП.
Если в литом состоянии это влияние невелико из-за микропористости слитков основных никелевых сплавов, то после газостатической обработки влияние структуры особенно заметно по величине относительного удлинения в зависимости от температуры испытаний.
Влияние недендритной структуры слитков после ВДЭП проявляется также после деформации (табл. 5).
Заключение
Анализ наших многолетних исследований по изучению механизма кристаллизации легких и жаропрочных сплавов, а также обзор зарубежных публикаций вполне определено доказывает, что за счет формирования недендритной структуры слитков и гранул можно в существенной степени повлиять на структуру и свойства литого и деформированного металла.
Исследования показывают, что предельное измельчение литой структуры способствует повышению технологической пластичности не только в процессах литья слитков и гранулирования, но и при последующей пластической деформации.
Важно также подчеркнуть, что предельно измельченная литая структура наследственно влияет на механические и ресурсные характеристики деформированных полуфабрикатов независимо от схемы деформации путем прессования, прокатки, штамповки, твердо-жидкой деформации и др.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Добаткин В.И. Непрерывное литье и литейные свойства сплавов. - М.: Оборонгиз, 1948. - 153 с.
2. Добаткин В.И., Белов А.Ф., Эскин Г.И., Боровикова С.И., Гольдер Ю.Г. Новая закономерность кристаллизации металлических материалов. Научное открытие. Диплом № 271 // Открытия. Изобретения. 1983.№ 37.
3. Елагин В.И., Захаров В.В., Ростова Т. Д. О недендритной структуре слитков и ее влиянии на свойства полуфабрикатов из алюминиевых сплавов // В сб.: Металловедение, литье и обработка сплавов. - М.: ВИЛС. 1995. С. 6-16.
4. KattamisT., Williamson R.B. Chemical and Mechanical Grain Refinement of Al-Cu Alloys // Journ. of the Inst. оf Metals. 1968. V. 96. № 8. Р. 251-252.
5. Kattamis T., Holmberg U.T., Flemings M.C. Influence of Coarsening on Dendritic Arm Specing and Graine Size of Mg-Zn Alloys // Journ. of the Inst. оf Metals. 1967. V. 95. № 11. Р. 343-347.
6. Флемингс М. Процессы затвердевания. - М.: Мир, 1977. - 422 с.
7. Reif W. Melt Treatment Practice of Aluminium and Al-Alloys. // Advanced Light Alloys and Composites (ed. Crach). 1998. Kluwer Academic Publishers. Р.191-200.
-Ф-
-Ф-
-Ф-
-Ф-
ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО
8. Добаткин B.И., Эскин Г. И., Боровикова С.И.
Особенности ультразвукового воздействия на процесс кристаллизации при непрерывном литье // Физика и химия обработки материалов. 1973. № 6. С. 37-41.
9. Добаткин B.^, Эскин Г.И., Боровикова С.И., Гольдер Ю.Г. Закономерности формирования структуры слитков алюминиевых сплавов при непрерывном литье с ультразвуковой обработкой кристаллизующегося расплава // В кн.: Обработка легких и жаропрочных сплавов. - М.: Наука, 1976. С. 151-162.
1G. Добаткин В.И., Эскин Г.И. Недендритная структура в слитках легких сплавов // Цветные метал-лы.1991. № 12. С.64-67.
11. Эскин Г.И., Боровикова С.И. Влияние структуры заготовки на качество штампованных полуфабрикатов из высокопрочных сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu-Zr // МиТОМ. 1993. № 6. С. 18-2G.
12. Эскин Г.И. Ультразвуковая обработка расплавленного алюминия. 2-е изд., перераб. и доп. -М.: Металлургия, 1988. - 232 с.
13. Добаткин В.И., Эскин Г.И. Ультразвуковая обработка расплава цветных металлов и сплавов // В кн.: Воздействие мощного ультразвука на межфазную поверхность металлов. - М.: Наука, 1986. С.6-51.
14. Eskin G.I. Ultrasonic Treatment of Light Alloy Melts. Gordon & Breach Science Publishers, 1998. - 334 p.
15. Эскин Г.И. Кристаллизация слитков магниевых сплавов с применением ультразвуковой обработки расплава // Металлург. 2GG3. № 7. С. 47-50.
16. Эскин Г.И. Закономерности недендритной кристаллизации слитков и гранул легких и жаропрочных никелевых сплавов // В кн.: Перспективные технологии легких и специальных сплавов. - М.: ФИЗМАТЛИТ, 2GG6. С. 194-212.
17. Байков А.А. Собр. Соч. - М.: Изд-во АН СССР, 148. Т. 2. -590 с.
18. Brodova I.G., Popel P.S., Eskin G.I. Liquid Metal Processing: Application to Aluminium Alloy Production. Taylor & Francis, 2GG2, London and New York. -269 p.
19. Френкель Я.И. Кинетическая теория жидкостей. - М.: Изд-во АН СССР, 1959. Т. 3. -458 с.
2G. Рохлин Л.Л., Добаткина Т.В., Королькова И.Г. Особенности литой структуры магниевых сплавов, полученных в условиях различной скорости затвердевания // Технология легких сплавов. 2G13. № 1. С.34-39.
21. Эскин Г.И., Рухман А.А. Бочвар С.Г., Ялфи-мов В.И., Коновалов Д.В. Новое в технике ультразвуковой обработки расплава легких сплавов // Цветные металлы. 2GG8. № 3. С. 1G5-11G.
22. Эскин Г.И. Применение мощного ультразвука в металлургии легких сплавов // Цветные метал-лы.2GG8.№ 9. С. 68-79.
23. Эскин Г.И., Бочвар С.Г., Ялфимов В.И. К вопросу о формировании недендритной структуры в слитках алюминиевых сплавов // Технология легких сплавов. 2010. № 1. С. 38-43.
24. Бочвар С.Г., Эскин Г.И. Акустическая кавитация - эффективный способ предельного измельчения зеренной структуры алюминиевых сплавов при внепечном модифицировании рас-плава//Технология легких сплавов. 2012. № 1. С.9-17.
25. Эскин Г.И., Боровикова С.И., Веселовский Н.В.
и др. Закономерности формирования недендритной структуры гранул алюминиевых сплавов при ультразвуковом методе распыления // В сб.: Металлургия гранул. - М.: ВИЛС, 1986. Вып. 3. С.213-223.
26. Эскин Г.И., Силаев П.Н. Применение ультразвуковой обработки при кристаллизации крупногабаритных слитков алюминиевых сплавов // В сб.: Процессы обработки легких и жаропрочных сплавов. - М.: Наука, 1981. С. 118-122.
27. Добаткин В.И., Эскин Г.И. Слитки с недендритной структурой для деформации в твердожид-ком состоянии // Цветные металлы. 1996. № 2. С.68-70.
28. Боровикова С.И., Эскин Г.И., Исаев В.И. и др.
Промышленное производство слитков с субдендритной структурой сплава В96Ц-1 // Технология легких сплавов. 1982. № 5. С. 41-46.
29. Добаткин В.И., Елагин В.И. Гранулируемые алюминиевые сплавы. - М.: Металлургия, 1981. -174 с.
30. Jones H. Rapid Solidification of Metals and Alloys. Monograph No. 8, Inst. оf Metallurgists, London, 1982. - 83 p.
31. Добаткин В.И. Роль кинетических и термодинамических факторов при кристаллизации гранул // В сб.: Металлургия гранул. - М.: ВИЛС, 1983. Вып. 1. С. 23-33.
32. Добаткин В.И., Зверева Е.А, Фаткуллин О.Х. О переохлаждении при кристаллизации никелевых сплавов//Технология легких сплавов. 1978. № 7. С. 31-36.
33. Patterson R.J., Cox A.R. and Van Reuth E.C. Rapid Solidification Rate Processing and Application to Turbine Engine Materials // Journ. of Metals. 1980. № 9. P. 34-39.
34. Сафронов В.П., Рытов Н.М., Эскин Г.И., Солуя-нов Ю.Ф. Совершенствование технологии газоструйного распыления расплава // В сб.: Металлургия гранул. - М.: ВИЛС, 1983. Вып. 1. С. 59-63.
35. Сафронов В.П., Раковщик Г.М., Филимонов А. В. Литье мелкозернистых слитков // В кн.: Технология обработки легких и специальных сплавов. - М.: Металлургия, 1994. С. 322-328.
36. Фаткуллин О.Х., Филимонов А.В. Формирование слитка при вакуумно-дуговом двухэлект-родном переплаве. - М.: ВИЛС, 2000. - 148 с.
