CC BY
29
структуры, устраняющей зону "слабины" по оси шва, приводит к повышению технологической прочности, что позволяет в свою очередь вдвое повысить скорость сварки.
Микроструктура немодифицированного металла шва характеризуется наличием большого количества строчечных карбидов, иногда игольчатой формы, боридных эвтектических фаз на границах и значительным количеством мелких неметаллических включений вблизи границ (рис. 3,а). Близкая картина наблюдается и в околошовной зоне. Борид-ные эвтектики, имея относительно низкую температуру плавления, способствуют появлению кристаллизационных трещин при сварке.
• * .....;., • * . : *
1- ... S.
w .
д V V ■
X 'й • •7$, . .. S ' ■
- . ■: " V'. 'i
Л \
Ж
а)
б)
Рис. 3. Микроструктура металла шва а - без модифицирования (х240); б - с модифицированием (х520)
Изучение микроструктуры металла модифицированного шва (рис. 3 б) показывает, что карбиды в этом случае скоагулированны, они имеют компактную округлую форму, расположены большей частью на границах зерен, что по-видимому и упрочняет их, обусловливая повышенную жаропрочность такого металла. Количество неметаллических включений в этом случае незначительно. Структура околошовной зоны аналогична предыдущему случаю, но вследствие более высокой скорости сварки имеет меньший размер зерна, что несколько повышает свойства сварного соединения в целом.
Изучение у' -фазы (рис. 4) показывает, что образующиеся при распаде твердого раствора выделения упрочняющей фазы уже в литом состоянии являются достаточно мелкими и равномерно распределёнными для модифицированного металла шва, кристаллизующегося при относительно высоких скоростях.
Рис. 4. Строение у -фазы в швах (х8000) а - без модифицирования; б - с модифицированием
В структуре немодифицированного шва наблюдаются обширные выделения вторичных фаз, занимающих значительную часть у - матрицы, вследствие чего количество у' -фазы существенно меньше.
Таким образом, проведенные исследования показывают, что повышение свойств металла шва связано со
снижением уровня ликвации, совершенствованием у -
фазы, улучшением морфологии и топографии карбидных фаз.
Полученные результаты свидетельствуют о широких технологических и металлургических возможностях электрошлаковой сварки комбинированным электродом в производстве изделий ответственного назначения из жаропрочных сплавов.
Список литературы
1. Медовар Б.И. Сварка жаропрочных аустенитных сталей и сплавов.-
М.: Машиностроение, 1966. - 430 с.
2. Металлургия электрошлакового процесса /Б.И. Медовар, А.К.Цыку-
ленко, В.Л. Шевцов и др. - Киев: Наук, думка, 1986. - 248 с.
3. Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы. -М.: Металлургия, 1969.
- 752с.
4. Шоршоров М.Х. Горячие трещины при сварке жаропрочных сплавов.-
М.: Машиностроение, 1973. - 224 с.
5. Земзин В.Н. Жаропрочность сварных соединений. -Л.: Машинострое-
ние, 1972.-272 с.
6. Влияние переплавных процессов на структуру и свойства сталей /
Ю.А. Башнин, В.Н. Исакина, Е.А. Масленкова. - М.:Металлургия, 1991. - 240с.
7. Дудко Д.А., Сидорук B.C., Тягун-Белоус Г.С. Пути снижения тепло-
вложения в свариваемый металл при электрошлаковой сварке толстостенных конструкций //Автоматическая сварка.-1982.-№10.- С. 48-50.
8. Сабуров В.П. Упрочняющее модифицирование стали и сплавов //
Литейное производство.- 1998.- № 9.- С. 7-8.
9. Еремин Е.Н., Жеребцов С.Н., Радченко В.Г. Электрошлаковая сварка
элементов протяжки для производства трубных отводов // Сварочное производство.- 2002.- № 12.- С. 29-31.
М.Д. Филинков, Д.Е. Дорфман Курганский государственный университет, г. Курган
МЕХАНИЗМ И КИНЕТИКА ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ РЗМ-ЧУГУН
В статье излагаются материалы по взаимодействию редкоземельных металлов (церия и др.) с растворенными примесями О2, Н2, N2, S. Определены условия, при которых возможно образование оксидов, нитридов и сульфидов, оказывающих влияние на формирование структуры и механических свойств сплава.
Уровень прочностных свойств и структурное состояние конструкционных серых чугунов во многом не соответствует возрастающим требованиям, продолжает оставаться недостаточно высоким. Это существенно ограничивает область их применения в современном машиностроении.
Важнейшим направлением в улучшении структуры и механических характеристик чугунов продолжает оставаться постоянно расширяющееся применение внепеч-ной обработки расплава РЗМ-содержащими лигатурами в сочетании с последующим термическим упрочнением рабочих контактных поверхностей изделия высоконцен-трированным потоком тепловой энергии.
Закономерности взаимодействия редкоземельных металлов (РЗМ) с растворенными в расплаве чугуна химическими элементами ^ N S) и кристаллизирующимися при их затвердевании фазами изучены далеко не полностью. Недостаточность исследований в этой области ограничивает более интенсивное применение РЗМ в качестве модификаторов, раскислителей и дегазаторов рас-
плавов и делает весьма затруднительным научно-обоснованный расчет количества вводимых лигатур, что, в свою очередь, приводит к недооценке многих физико-химических и технологических факторов.
В результате высокой активности редкоземельные металлы способны к взаимодействию с серой (Э) и растворенными газами (Н2, 1\12, 02), образуя сульфиды, гидриды, нитриды, оксиды и другие виды соединений, необходимость удаления которых из расплава очевидна [1]. Это оказывает благотворное влияние на величину поверхностного натяжения и жидкотекучесть расплава в более широком диапазоне температур, а также на уровень технологических свойств.
Введение в железоуглеродистые расплавы редкоземельных металлов в чистом состоянии или в виде лигатур на их основе в современной практике модифицирования ограничивается пределами 0,3 - 0,6 % (редко 1,0 %) от массы основного расплава. При этом достигается рост прочностных характеристик сталей (С>в; НВ), происходит глобуляризация графита в высокоуглеродистых фазах чугуна. Влияние меньших количеств РЗМ, вводимых в расплав при внепечной обработке в количестве 0,01 -0,10 % (по массе), специалистами не изучалось, хотя является весьма актуальным и перспективным в производстве стали и чугуна, особенно в сочетании с последующей заливкой в водоохлаждаемую металлическую форму.
Немаловажным фактором, обусловливающим необходимость внепечной обработки чугуна малыми добавками РЗМ, является все более расширяющееся производство низкокремнистых доменных чугунов, насыщенных газами, способствующими возникновению отбела в отливках. Снижение уровня литейных дефектов, более высокая надежность и долговечность литых изделий при использовании передельных низкокремнистых чугунов в шихте ваграночной плавки обеспечиваются повышением качества деталей машин, изготовленных из РЗМ-чугуна.
Для изучения особенностей взаимодействия церия и других редкоземельных металлов с растворенными в расплаве примесями (02, Н2, Ы2, Э), формирования макро- и микроструктуры отливок из конструкционных серых чугунов в расплав перед его разливкой в ковш вводили лигатуру, содержащую 33-35 % РЗМ. Целью исследования являлось определение оптимальной дозы вводимой РЗМ, удовлетворяющей заданным требованиям к металлу, выбор температурного режима процесса модифицирования, обеспечивающего эффективное растворение модификатора. Технологический процесс отрабатывался с учетом условий минимального образования газовых и усадочных дефектов в отливках и возможности более полного их удаления.
В зависимости от количества вводимой лигатуры определялось остаточное содержание в металле газообразных примесей кислорода, азота, водорода и серы [2].
Особое внимание уделялось определению плотности металла, повышению уровня механических характеристик (НВ; С>в и § ) и изучению структурных изменений в зависимости от количества РЗМ, составу продуктов раскисления (оксидов, нитридов, гидридов и сульфидов).
Повышенные требования, предъявляемые конструкторами машин к отливкам из серого чугуна по прочности, плотности и герметичности, потребовали нового подхода к решению поставленных выше задач, основанного на термодинамическом анализе процессов взаимодействия РЗМ с примесями, растворенными в жидком чугуне.
Применяя за стандартное состояние однопроцентный раствор, с учетом активности кислорода в расплаве, получили уравнение:
£ёа0 =^[02,%]=3,31[Се,%]-0,888 (1)
Из уравнения (1) следует, что зависимость [02,%]= Г[Се,%] отражает уменьшение концентрации кислорода при незначительных концентрациях РЗМ (церия) в жидком чугуне.
Анализ изотермы раскисления (1) показывает, что основной оксидной фазой, образующейся при введении
церия в расплав, является Се203, а минимальное содержание кислорода в жидкости составило
1,63-10~5% ПРИ концентрации церия 0,088%. Установлено, что при реальном содержании кислорода в чугуне, равном З_440~3% . введение в расплав незначительных добавок церия способствует образованию оксида Се203, часть которого удаляется, всплывая в шлак,
снижая при этом содержание кислорода в жидкости. Оставшаяся часть оксидов участвует в процессе кристаллизации в качестве центров кристаллизации. Наряду с кислородом производили определение влияния РЗМ, в частности, церия на содержание азота в расплаве чугуна. Установлено, что при постоянной температуре концентрация азота в металле в зависимости от содержания церия определяется изотермой = £(Се,%) ■
Она показывает отсутствие нитридной фазы при концентрации церия до 0,1% в чугуне.
Анализ взаимодействия церия с водородом показал, что в расплаве гидриды не образуются. Однако это не исключено для чугуна в жидко-твердом состоянии.
Церий, растворенный в чугуне в процессе кристаллизации, обладает значительным сродством к сере, создавая возможность образования трех типов сульфидов:
Се8> и С^^ в зависимости от концентрации
серы и церия в расплаве.
Полученная изотерма [8,%]= Г(Се,%) показала,
что даже ничтожно малые концентрации церия в расплаве обеспечивают образование сульфидной фазы, т.к. содержание серы в обычных серых чугуна составляет около 0,1%, что существенно выше равновесных концентраций.
Из термодинамического анализа следует, что введение малых добавок РЗМ в жидкий чугун приводит к образованию оксидов и сульфидов, а реальные концентрации примесей азота и водорода при малых равновесных концентрациях церия в расплаве не образуют нитридов и гидридов. Следовательно, можно сказать, что механизм модифицирования определяется не только адсорбцией атомов церия на поверхности растущей твердой фазы и понижением скорости ее роста, сколько образованием взвеси неметаллических включений, являющихся центрами кристаллизации и обеспечивающих благоприятное изменение структуры чугуна. Это подтверждается результатами определения остаточных концентраций церия в чугуне. Сопоставляя результаты расчета и экспериментальные данные, полученные методом эмиссионного спектрального анализа, установлено, что РЗМ в свободном состоянии в растворе практически отсутствуют, а находятся в виде неметаллических соединений с кислородом, азотом и серой.
Неметаллические включения способствуют измельчению графита, характеризующегося более тонким строением. Площадь, занятая графитом, уменьшается с 12 до
СЕРИЯ «ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ», ВЫПУСК 1
41
5 %, а длина его включений снижается от 7 до 4 баллов.
По результатам статистической обработки данных, полученных при механических испытаниях стандартных образцов из РЗМ-чугуна, установлены зависимости, связывающие прочностные характеристики сплава с его химическим составом:
ав = 104,8 -15,2(С + 0,381) + 2Мп + 3,5РЗМ; (2) НВ = 430 - 60(С + 0,381) + ЗОДМп + 88РЗМ,
где: С> в - предел прочности при растяжении, кгс/мм2; НВ - твердость по Бринеллю, кгс/мм2; С^^Мп - элементы и их содержание в сплаве, %
РЗМ-суммарное содержание редкоземельных элементов, %.
Выводы
Уровень прочностных характеристик РЗМ-чугуна (<^В'НВ) определяется, в первую очередь, влиянием
поверхностно-активных свойств церия на процессы кристаллизации, графитовыделения и формирования неметаллических фаз и, во-вторых, химическим составом сплава.
Список литературы
1. Вагнер К. Термодинамика сплавов. - М.: Металлургия, 1967. - 176 с.
2. Рябова Д.З., Гладков М.И., Этелис Л.С. и др. Спектральный анализ
остаточных содержаний РЗЭ в стали//Заводская лаборатория.-1971,-№11. - С. 13-36.
Филинков М. Д.
Курганский государственный университет, г. Курган
КИНЕТИКА ЗАТВЕРДЕВАНИЯ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ В МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ ВРАЩАЮЩЕЙСЯ ФОРМЕ
В статье излагаются материалы исследования по определению скорости нарастания затвердевшего слоя расплава во вращающейся металлической литейной форме. Установлено, что она возрастает с повышением частоты вращения, что способствует устранению дефектов в отливках.
Условия затвердевания отливок при центробежном литье, во многом отличные от условий охлаждения стационарных форм, оказывают существенное влияние на формирование макро- и микроструктуры сплавов, их технологических и механических свойств. Характер затвердевания сплава во вращающихся формах и некоторые образующиеся при этом дефекты определяются технологическими (степенью перегрева и переохлаждения расплава, температурой и материалом формы, размерами отливки и др.) и динамическими факторами (скоростью вращения формы, темпом поворота ее оси и др.).
Регулирование процесса затвердевания отливки во вращающейся форме, обеспечивающее получение заданной толщины стенки и правильной геометрии отливки во всех сечениях, ликвидация брака по слоистости, трещинам и раковинам определяются оптимальным сочетанием этих факторов.
Изучение процесса затвердевания сплавов производится различными методами [1,2] . Определение температурного поля по сечению отливки, изучение теплового взаимодействия между формой и отливкой при исследовании условий затвердевания сплавов во вращающихся формах весьма затруднительно. Характер образующейся структуры металла и размеры зерен дают, как правило, только качественную оценку процесса затвердевания.
Продолжительность затвердевания фасонных отливок из алюминиевокремниевых сплавов с целью получения заданной толщины стенки во всех сечениях, скорость наращивания толщины затвердевшего металла определяли методом выливания жидкого остатка.
Для проведения исследований на центробежной установке изготовляли отливки диаметром 135 мм, высотой 145 мм. Металл плавили в печи сопротивления, рафинировали гексахлорэтаном и модифицировали фтористыми и хлористыми солями натрия (2/3NaF + 1/3NaCI) в количестве 2% от веса металла. Температуру жидкого металла выдерживали в пределах 800-820°С и замеряли малоинерционной хромель-алюмелевой термопарой. Температуру металлической формы контролировали термопарой, установленной на расстоянии 8 мм от поверхности торцевой части формы и поддерживали в пределах 130 - 150°С. Скорость вращения формы от 450 об/мин до 1200 об/мин меняли через каждые 150 об/мин. Угол наклона оси вращения регулировали делительным сектором центробежной установки.
Жидкий металл заливали во вращающуюся вокруг вертикальной оси форму при температуре 710-720°С мерным ковшом. По истечении установленного промежутка времени форму останавливали за 1,0-1,5 сек и поворачивали в горизонтальное положение. Жидкая фаза стекала по стенкам и застывала в форме в виде слитка сегментного сечения, обнажая затвердевший слой.
Отливки разрезали в осевом и радиальном направлениях и измеряли толщину слоя затвердевшего металла в зависимости от времени выдержки в четырех сечениях по высоте отливки, отстоящих друг от друга на расстоянии 36 мм. Взвешенные кристаллы твердой фазы, смываемые жидкой фазой, не могли быть учтены при определении скорости нарастания твердого слоя. Это несколько искажало действительную толщину закристаллизовавшейся корочки к заданному отрезку времени.
Результаты определений толщины затвердевшего слоя металла в металлической форме, полученные методом выливания жидкого остатка, в зависимости от скорости вращения приведены в табл. I.
Выполненные эксперименты позволили с достаточной точностью фиксировать продвижение твердой фазы и установить, что во вращающихся металлических формах нарастание толщины затвердевшего слоя ускоряется, а продолжительность затвердевания жидкого металла сокращается.
Анализ значений толщины твердой корочки, полученных для различных скоростей вращения при одинаковой продолжительности соприкосновения жидкого металла с формой, показывает, что при увеличении скорости вращения возрастает интенсивность теплообмена в системе металл-форма и ускоряется охлаждение расплава. Так, при заливке металла в форму, вращающуюся со скоростью 1200 об/мин, и продолжительности охлаждения 18 сек, толщина затвердевшего слоя, средняя по результатам 3-х замеров, составляет 1,53 см, а коэффициент затвердевания равен 2,84 см/мин 1/2. При скорости вращения 600 об/мин при этом же времени выдержки расплава
