авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 | 2 || 4 | 5 |   ...   | 6 |

«Министерство образования и науки Российской Федерации Федеральное государственное автономное образовательное учреждения высшего профессионального образования «КАЗАНСКИЙ ...»

-- [ Страница 3 ] --

Механизм действия и модифицирующая способность модифи ка торов высокопрочных чугунов связаны с их структурой. Элементы структуры чугунных расплавов, унаследованные от фазовых с о ставляющих модификаторов, управляют кристаллизацией и форм и рованием структуры отливок.

Поскольку модификаторы изменяют наследственное состояние предвари тельно приготовленного расплава, то результат и эффективность их действия зависит от самого предварительного структурного состояния расплава. Поэтому для стабилизации процессов формирования структуры отливок требуются тех нологии, обеспечивающие стабильное структурное состояние расплавов перед кристаллизацией. Поэтому для стабильного формирования структуры отливок требуется стабильное структурное состояние расплавов перед модифицирова нием. В результате проведённого анализа выдвинута вторая гипотеза, которая проверялась в рамках настоящей диссертационной работы:

В современных термовременных условиях производства отливок из высокопрочных чугунов расплавы перед модифицированием явл я ются структурно нестабильными из -за незавершённости и различия в полноте протекания процессов разрушения физико -химических связей наследуемых из шихтовых материалов элементов их стру к туры.

ГЛАВА 2. РАЗРАБОТКА И ВЫБОР МЕТОДИК ИССЛЕДОВАНИЯ 2.1. МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ МОДИФИЦИРУЮЩЕЙ СПОСОБНОСТИ МОДИФИКАТОРОВ Исследования модифицирующей способности модификаторов проводили на синтетических чугунах в лабораторных условиях с последующей проверкой в промышленных условиях литейного производства ООО «НЭК им. Э.Н. Кор ниенко». Учитывая, что чугуны могут обладать наследственностью, связанной с исходными шихтовыми материалами, для устранения такого влияния на ре зультаты исследования модификаторов эксперименты проводили на специаль но выплавляемых в индукционной печи ИСТ-1,0/0,8 синтетических чугунах с перегревом и выдержкой расплава выше 1600°С в течение не менее получаса.

Из подготовленного таким образом расплава изготавливали одинаковые чушки с пережимом посередине чушки и развесом 40±0,5 кг, которые заливали в фу терованные изложницы с модифицированием расплава в ковше ФС75 в количе стве 0,5%. Типичный состав синтетического чугуна представлен в таблице 2.1.

Проверка чугунов методом исследования политерм вязкости показала полную потерю наследственной связи с исходной структурой при их перегреве в обла сти температур 1350…1400°С (рисунок 2.1). Поэтому в испытаниях модифика торов исходный расплав чугуна перед модифицированием перегревали до тем ператур не ниже 1450°С.

Таблица 2.1.

Типичный химический состав синтетического чугуна C Si Mn Cr Ni Cu S P 3,7 1,9 0,4 0,03 0,02 0,1 0,015 0, Испытания работоспособности сфероидизирующих модификаторов прово дили по двум вариантам технологии – внутриформенного модифицирования «лёгкими» лигатурами типа ФСМг и ковшевого модифицирования «тяжёлыми»

лигатурами типа ЖНМг и «лёгкими» лигатурами типа ФСМг. Известно, что ре зультаты модифицирования чугуна при внутриформенном методе зависят от большого количества факторов, не свя занных с качеством моди- n*107, м2/сек фикатора. Поэтому, для объективного сравнения качества модификаторов была разработана специ альная форма, позволяю- 1100 1200 1300 1400 1500 1600 1700 t, 0C щая проводить их испыта Рисунок 2.1. Политермы вязкости расплава, при ния «при прочих равных готовленного из чушкового синтетического чу условиях». Монтажная гуна схема модельной оснастки для получения такой фор мы представлена на рисун ке 2.2. Форма представляет собой двойной набор отли вок проб для различных испытаний: (трефовидный клин для определения ме ханических свойств, сту пенчатая проба для опреде ления склонности к отбелу Рисунок 2.2. Схема ЛМПС и расположения проб и усадке, спираль для для сравнительных испытаний модификаторов определения жидкотекуче внутриформенным методом сти) с одинаковой симмет рично расположенной литниково-модифицирующе-питающей системой (ЛМПС). В такой форме расплав чугуна проходит симметрично одновременно по двум параллельным ЛМПС, поэтому исключены влияния колебаний состава и состояния расплава чугуна на результаты модифицирования. Действие моди фикаторов оценивается по механическим свойствам и микроструктуре полу ченных чугунных отливок в зависимости от переменных параметров: расхода модификаторов и температуры заливки расплава в форму.

Расход модификаторов считается относительно веса жидкого расплава, проходящего через одну реакционную камеру (28 кг) и является условным.

Фактический расход модификатора на единицу модифицируемого расплава оценивается по микроструктуре отливок в 3-х сечениях: на расстоянии 10 мм от конца шлаковика, по которому расплав поступает к пробе на жидкотекучесть, до и после центробежного шлакоуловителя. Температура заливки формы Тзал = 1470±20 С. Время заливки формы – 10±1 сек. ЛМПС спроектирована примени тельно к условиям внутриформенного модифицирования высокопрочного чу гуна ВЧ50 ПЧЛ КЛЗ с использованием модификатора ФСМг5 фракции 1,0 – 4, мм и насыпным весом 2,0 г/см3. Проверка процесса заполнения формы и кри сталлизации расплава проведена в компьютерном пакете LVM-FLOW. Расчёты показали, что спроектированная ЛМПС обеспечивает совпадение моментов окончания заполнения всех полостей формы [84].

Сравнительные испытания модификаторов друг с другом проводили по парно, засыпая их в реакционные камеры одной формы. По каждому варианту испытывали не менее 5 форм. Из каждого трефовидного клина вырезали по образца диаметром 10 мм для стандартных испытаний на растяжение и иссле дования микроструктуры. После испытаний на растяжение на головках образ цов замеряли твёрдость и определяли микроструктуру.

Ковшовое модифицирование чугуна «тяжёлой» лигатурой типа ЖНМг осуществляли в обычном открытом ковше ёмкостью 20 кг с расходом 1,0±0,2%, (0,05±0,01% магния соответственно) в сочетании с графитизирующей обработ кой ФС75 в количестве 0,5%.

Ковшовое модифицирование чугуна «лёгкой» лигатурой типа ФСМг5 про водили в ковше с карманом и крышкой ёмкостью 20 кг с расходом 1,8% (0,9% магния), а также типа ФСМг6 с помощью колокольчика в ковше с крышкой ём костью 70 кг с расходом 1,2±0,2% (0,06±0,01% магния соответственно). Моди фицирование проводили при температуре 1400…1420С с выдержкой металла в ковше между окончанием модифицирования и началом разливки ~1 мин.

С каждого ковша за ливали по 10 клиновых проб (эскиз клиновой про бы вместе с прибыльной частью отливки пробы представлен на рисунке 2.3) для испытаний чугуна на растяжение и ударный Рисунок 2.3. Эскиз клина для образцов на иссле изгиб. Из нижней рабочей дование микроструктуры и механических части клина вырезали заго свойств высокопрочного чугуна товку, из которой вытачи вали образцы для испытаний на растяжение, а из верхней рабочей части клина – образцы для испытаний на ударный изгиб.

2.2. МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА Контроль химического состава (КХА) чугунных расплавов проводили стандартными спектральными методами с применением аттестованных обору дования (универсальный многоматричный оптический эмиссионный спектрометр MetalLab ф. GNR Analytical Instruments, Италия), Стандартных Образцов Предприятия (СОП) и Государственных Стандартных Образцов (ГСО) ООО «НЭК им. Э.Н. Корниенко» (г. Елабуга). Исследование химическо го состава литых чугунных заготовок осуществляли стандартными химически ми методами в аттестованной лаборатории ООО «НЭК им. Э.Н. Корниенко» и аккредитованной центральной заводской лаборатории ОАО «КАМАЗ Металлургия» (г. Набережные Челны).

Выборочный проверочный контроль химического состава сфероидизиру ющих модификаторов на железо-никелевой и железо-кремниевой основах осу ществляли химическими методами по аттестованным методикам в аккредито ванных лабораториях ОАО «КАМАЗ-Металлургия», ОАО «ЧЭМК» (г. Челя бинск) и аттестованной лаборатории ООО «ИЦМ АЛ» (г. Челябинск).

Основными методами КХА ферросплавов в настоящее время являются до рогие и низко производительные химические методы (цеховая себестоимость определения одного элемента в ценах 2007 года составляет от 300 до 1000 и бо лее рублей, время анализа – от нескольких часов до двух дней, как, например, анализ содержания кремния в ФСМг). Такой подход обусловлен проблемой не стабильности результатов КХА физическими спектральными методами с одной стороны и относительной инертностью и массовостью ферросплавных произ водств, допускающих медленность и дороговизну контроля с другой стороны.

В то же время, такой подход не допустим при изготовлении модификаторов, требующих проведения анализов в экспресс режиме в большом количестве не больших порций материала.

Для выявления возможных причин нестабильности результатов КХА мо дификаторов типа ФСМг исследовали влияние микроструктуры и режимов подготовки проб материала на характеристики аналитического сигнала рентге носпектрального (Р/С) метода КХА [83]. Объектом исследования служили мо дификаторы ФСМг 7 чушковой и чипсовой формы исполнения, предназначен ные для сфероидизирующего модифицирования чугунов и изготавливаемые на основе ферросилиция методом сплавления. Целью работы было найти и устра нить (учесть) причину расхождения в результатах определения магния химиче ским и рентгеноспектральным методами анализа.

В процессе работы проводили сравнительные экспериментальные исследо вания аналитического отклика по магнию, кальцию, кремнию, алюминию на двух различных типах рентгеноспектральных приборов: энергетической дис персии и волновой дисперсии, а также распределение размеров частиц матери ала ферросплава во время дробления и распределение размеров частиц внутри фракции, участвующей в анализе.

В результате исследования чушкового крупнокристаллического материала выяснено, что аналитический отклик на различных типах рентгеноспектраль ных приборов (энергодисперсионных и волновых различных производителей) для одного типа материала совершенно аналогичен, даже несмотря на разные условия подготовки проб к анализу. В то же время, у всех потребителей и про изводителей модификаторов (ОАО «КАМАЗ-Металлургия», ОАО «Выксун ский металлургический завод», ОАО «ГАЗ», ОАО «НИИМ», ООО «НПП Тех нология» и другие) существуют проблемы разногласия между результатами анализа содержания магния в ФСМг чушковой формы рентгеноспектральным и химическим методами, а также плохой повторяемости результатов анализа спектральными методами в одной и той же пробе. При этом типы рентгено спектральных приборов по способу выделения сигнала, точности и другим па раметрам совершенно разные, а применяемая химическая методика у всех оди накова. Было сделано предположение, что причиной является не приборная ошибка и не ошибка химика-аналитика («человеческий фактор»), а причина кроется в свойствах самого материала.

В результате исследований было установлено, что при измельчении пробы крупнокристаллический материал во время подготовки проб-излучателей сразу легко распадается на частицы с преобладающим размером менее 0,080 мм, а чипсовый измельчается более трудоёмко и имеет более равномерное распреде ление фракционного состава независимо от типа применяемого для этой цели оборудования. Пример фракционного состава некоторых проб чушкового и чипсового материалов ФСМг7, измельчённых до прохождения всего материала через сито с ячейкой 0,315 мм представлен в виде гистограммы на рисунке 2.4.

Поэтому, как правило, для чушкового модификатора обычно применяют более короткое время измельчения пробы, необходимое для получения фракции 0,080 мм, стандартно применяемой для изготовления проб-излучателей.

Полное измельчение Содержание фракции, % материала до прохождения его через сито с ячейкой 0,080 мм, традиционно применяемое при изготов- лении проб-излучателей, приводит к следующим ре- %, +0,250 %, +0,160 %, +0,100 %, +0,080 %, -0, зультатам. Как показали Фракция, мм Чушка Чипс исследования размеров ча Рисунок 2.4. Фракционный состав ФСМг7, из стиц на лазерном измери мельчённого до -0,315 мм теле частиц SALD-201V фирмы SHIMADZU (рисунок 2.5.), чушковый ферросплав имеет на поверхно сти излучателей более крупные частицы (мода распределения составляет по рядка 25 мкм), чем у чипсового материала (мода – порядка 4 мкм). Такое разли чие, по всей видимости, объясняется следующим.

Чушковый модификатор имеет более неоднородную микроструктуру с размерами наиболее прочной железо-кремниевой фазы в трёх измерениях более 100 мкм, поэтому при измельчении пробы остаётся достаточно большое коли чество частичек, представляющих собой равноосные силициды железа, имею щие габариты порядка 80 мкм. Чипсовый модификатор имеет в своей структуре силициды железа в виде прямоугольных игл или узких пластин, имеющих в по перечнике размеры порядка 1050 мкм, которые при длительном измельчении ломаются до более мелких размеров.

Таким образом, в резуль тате исследований выявлено, что основной причиной неста бильности результатов КХА ФСМг, имеющих сложную ге а) терогенную структуру с раз личными наследственными особенностями, является их соответствующее различное поведение при пробоподго товке. Физические методы б) спектрального анализа, в от Рисунок 2.5. Распределение по размерам ча личие от химических методов, стиц в излучателях РСА: а) чушкового являющихся объёмными, то ФСМг7, б) чипсового ФСМг есть работающими со всем объёмом вещества, являются локальными, то есть работающими с определён ной частью вещества. Глубина проникновения рентгеновских лучей, возбуж дающих вторичное излучение обследуемого вещества, составляет лишь микро метры. В процессе измельчения при подготовке пробы-излучателя для рентено спектрального анализа модификаторов одного состава, но имеющих различный фазовый состав, получаются различные по фракционному составу и строению гранул порошки. Так, у чушкового модификатора ФСМг7, полученного из еди ного расплава, обладающего более крупной кристаллической структурой наиболее прочных фаз на основе силицида железа, чем у чипсового микрокри сталлического модификатора (таблица 2.2), наблюдается обеднение рабочей поверхности излучателя силицидом железа и обогащение более хрупкими фа зами чистого кремния и силицида магния. Поэтому при одном и том же хими ческом составе проб рентгеноспектральный метод показывает при КХА по еди ной методике в чушковом модификаторе более высокое содержание кремния и магния и меньшее – в чипсовом модификаторе.

Таблица 2.2.

Результаты ПФА2 и КХА ФСМг7 химическим и Р/С методами Тип модифи Si Mg2Si MgO FeSi2 FeSi Ca2SiО4 SiРСА Siхим MgРСА Mgхим катора чушка 25,08 19,16 6,12 43,62 1,55 4,46 56,8 53,4 6, 7, чипс 5,37 37,99 нет 40,17 9,93 4,54 55,1 55,5 6,5 6, Таким образом, для литых модификаторов, обладающих различной струк турой, требуются самостоятельные методики контроля, включающие режимы пробоподготовки и режимы рентгеноспектрального анализа, которые в рамках диссертационной работы были разработаны для определения химического со става исследуемых модификаторов3.

Анализ практики контроля качества модификаторов показал, что одной из проблем является отсутствие стандартных образцов состава большинства при меняемых в настоящее время модификаторов чугунов. Как показали исследова ния, выполненные Институтом Стандартных Образцов (г. Екатеринбург), ос новной трудностью при изготовлении стандартных образцов (СО) состава фер росплавов является получение однородного материала. Для всех 11 изученных в ИСО сплавов между исходной неоднородностью слитка и разбросом резуль татов аттестационного анализа СО сохранялась устойчивая корреляция, не смотря на тщательность приготовления материала. Дополнительной трудно стью в изготовлении СО состава модификаторов, содержащих активные по от ношению к кислороду магний, ЩЗМ, РЗМ, Zr и Ti элементы их склонность к окислению во время подготовки, аттестации и хранения материала. В рамках диссертационной работы для ООО «ИЦМ АЛ» разработаны составы, изготов лены материалы и аттестованы СОП составов сфероидизирующих модифика Полуколичественный фазовый анализ (ПФА) проведён на рентгеновском дифрактометре XRD-6000 ф. Shi madzu Автор благодарит за помощь в организации и проведении работ Алексушина И.Н.

торов ферросиликомагния, а также графитизирующих модификаторов ферро силикомарганецциркония и ферросиликостронция (Приложение 9).

2.3. МЕТОДИКИ АНАЛИЗА МИКРОСТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ Качественный и количественный анализ микроструктуры осуществляли методами оптической микроскопии (ОМ), электронной сканирующей микро скопии (ЭМ), микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) и рентгенострук турного фазового анализа (РФА). Исследования микроструктуры осуществляли на микрошлифах и изломах образцов. Микрошлифы исследовали в нетравле ном и травленом виде. Травление образцов для исследования микроструктуры матрицы чугуна осуществляли 4%-ой азотной кислотой.

Для ОМ модификаторов и чугунов в работе применялись пробоподготови тельное оборудование ф. STRUERS и BUEHLER, микроскопы NEOPHOT 21 и NEOPHOT 32 фирмы Carl Zeiss AG (Германия) и MT7500 фирмы Meiji Technо (Япония).

ЭМ и МРСА модификаторов на разных этапах исследований осуществляли с помощью приборов "Camebax" (фирмы Cameca, Франция) в ЦНИИ Прометей (г. Санкт-Петербург), JSM-6460 LV (фирмы JEOL, Япония) в ГОУ ВПО ЮУр ГУ (г. Челябинск), VEGA 3 SB (фирмы TESCAN, Чехия) в ОАО «КАМАЗ».

Особенностью выбранного метода микроанализа состава является зависи мость локальной точности анализа от физических свойств анализируемого эле мента и его распределения в объёме образца. Эта особенность связана с тем, что даже при относительно тонком электронном микрозонде возбуждения неза висимо от его диаметра область возбуждения характеристического рентгенов ского излучения всегда превышает размеры пятна зонда из-за диффузного рас сеяния электронов в образце (рисунок 2.6). Область распространения электро нов зависит, в частности, от атомного веса (А), атомного номера (Z) элемента и его плотности (). Чем больше соотношение A/(Z), тем больше область рас пространения электронов. Таким образом, в расчёт интенсивностей характери стического рентгеновского излучения элементов, обладающих большим соот ношением A/(Z) (более лёгкие элементы), попадут излучения, возбуждённые на большей площади, нежели площади возбуждения элементов, обладающих меньшим соотношением A/(Z) (более тяжёлые элементы).

В настоящих исследо ваниях для количественно го анализа состава контро лируемых фаз при увели чениях 1000 крат исполь зовался электронный мик розонд толщиной порядка мкм. Генерация флуорес ценции тяжёлых элементов с плотностью d7 г/см (Fe,Ni) осуществлялась в Рисунок 2.6. Изображение микроструктуры для микроанализа. Лигатура ЖНМг, не травлено, зоне, ограниченной окруж ностью радиуса порядка 1, мкм относительно центра воздействия микрозонда. На рисунке 2.6 размер такой области обозначен внутренним сплошным кругом, совпадающим с точкой 4.

Генерация флуоресценции элементов с плотностью 4d7 г/см3 (Ce, La) – окружностью радиуса порядка 2,5 мкм (соответственно – второй концентриче ский круг, ограниченный окружностью вокруг точки 4 на рисунке 2.6). Генера ция флуоресценции элементов с плотностью 2d4 г/см3 (Al, Si) – окружностью радиуса порядка 4 мкм (третий концентрический круг, ограниченный сплошной окружностью на рисунке 2.6). Генерация флуоресценции лёгких элементов с плотностью d 2 г/см3 (Mg, Ca, O) осуществлялась в наиболее размытой зоне, ограниченной окружностью радиусом порядка 6 мкм (четвёртый концентриче ский круг, ограниченный пунктирной окружностью на рисунке 2.6).

Качественный и полуколичественный РФА модификаторов осуществляли с помощью дифрактометра ДРОН – 4 в ГОУ ВПО ЮУрГУ4.

Идентификацию фаз осуществляли с использованием справочников определителей [122], [123], международной картотеки ASTM – JCPDS, атласа Автор благодарит Гойхенберга Ю.Н. за помощь в организации и проведении исследований микроструктур и дифракционных характеристик [35], справочника двойных диаграмм состояния под редакцией Лякишева [111-114], справочника диаграмм состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа [13], а так же пакета программ WinXPOW.

Для исследования микроструктуры чугунов в практике машиностроения используются в соответствии с ГОСТ 3443-87 методы сравнения с ранее разра ботанными эталонами микроструктур [55]. Однако такой подход не точен и не позволяет с достаточной степенью надёжности делать выводы о потребитель ских свойствах чугунов, что делает этот вид контроля малоэффективным.

В то же время, стереологические методы количественной металлографии активно развиваются. Основные методы количественной металлографии мно гочисленны и разнообразны [215]: количественного фазового и структурного объёмного состава;

измерения граничных поверхностей раздела зёрен, фаз и структурных составляющих;

измерения протяжённости линейных элементов пространственного строения;

определения количества микрочастиц в объёме и распределения их по размерам;

количественной оценки формы микрочастиц и неоднородности структуры. Автор [215] отмечал, что если величины линейных, ареальных и объёмных характеристик, получаемых при измерениях на плоско сти сечений первыми тремя группами методов, имеют хорошую корреляцию с исследуемыми пространственными характеристиками, то для последних двух групп методов измерения точечных элементов структуры такой однозначной зависимости не существует. Поэтому единственным способом повышения точ ности определения характеристик количества, распределения и формы графи товых включений является увеличение площади исследования микроструктуры.

Активно проводившиеся в 80-е годы ХХ века исследования и разработки в области количественной металлографии чугуна, использующие «ручной» труд, были очень трудоёмки. К примеру, для разработки Литовкой В.И. наиболее из вестной отечественной эталонной шкалы графитовых включений [108], потре бовался объёмный труд металлографических лабораторий литейного завода КАМАЗа на протяжении нескольких лет.

С появлением ЭВМ стали развиваться компьютерные методы количе ственной металлографии в виде автоматических анализаторов изображения (ААИ). В настоящее время они активно применяются в науке, металлургии и медицине [254]. В настоящее время в автоматических анализаторах изображе ния рассчитываются следующие морфометрические параметры включений графита:

диаметр Фере максимальный (минимальный) – максимальная протя женность вдоль (перпендикулярно) направления ориентировки;

диаметр Мартина максимальный (минимальный) – длина секущего отрезка, проходящего через центр масс вдоль (перпендикулярно) направления ориентировки;

площадь графитового включения;

вытянутость – отношение макси мального к минимальному диаметров Фере или Мартина;

факторы формы – отношение периметра объекта к корню квадратному из площади объекта, отношение периметра круга, равновеликого площади исследуемой фигуры, к периметру этой фигуры;

фрактальная размерность [115] и другие.

В современных ААИ выделяют четыре основных этапа обработки:

ввод изображения в компьютер (оцифровка);

предварительная обработка, повышение качества изображения;

сегментация изображения, выделение измеряемых объектов;

измерение параметров выделенных объектов.

При их проведении возникают методические погрешности, которые явля ются, вообще говоря, неустранимыми [190]. Для получения достоверных оце нок измеряемых параметров применяется обработка серии изображений.

Для определения количественных характеристик микроструктуры моди фикаторов и чугунов в диссертационной работе использовали анализаторы Thixomet и ImageExpert Pro 3 [139, 153]. При исследовании чугунов определя ли количество шаровидных включений (КШВ), параметр или фактор формы графита, содержание феррита, перлита и цементита, а также характеристиче ские размеры этих фаз. Критерием для определения количества шаровидных включений служил параметр формы П = Р/ при расчётах с использованием ААИ ImageExpert Pro 3 или фактор формы Ф = 4А/Р2 при расчётах с исполь зованием ААИ Thixomet, где А – площадь включения, Р – периметр включения.

При исследовании модификаторов определяли характеристические размеры и процентное содержание выявленных фаз.

Исследования показали зависимость значений статистических характери стик объектов от режимов подготовки проб, режимов получения цифровых изображений микроструктуры и методик их обработки с помощью цифровых инструментов. Например, значение математического ожидания и доверительно го интервала параметра формы графита в микроструктуре чугуна (рисунок 2.7), в зависимости от учитываемых включений графита могут отличаться на десят ки процентов.

Параметр формы, ед.

0 500 1000 1500 Минимальная площадь включения, мкм Доверит + Доверит - Среднее значение а) микроструктура графита, 100, не травлено б) график зависимости Рисунок 2.7. Зависимость статистических характеристик Параметра формы графита от размера графита С использованием анализатора разработаны необходимые методики под готовки изображения и определения характеристик фазовых составляющих, как модификаторов, так и чугунов. В работе для оценки характеристик микро структуры чугунов использовались также стандартные методики в соответ ствии с ГОСТ 3443-85.

Определение механических свойств чугунов проводили по стандартным мето дикам в аттестованной лаборатории ООО «НЭК им. Э.Н. Корниенко». Времен ное сопротивление в и относительное удлинение определяли в соответствии с ГОСТ 1497-84 на разрывной машине TIRAtest 2300 на образцах типа III: №4 с рабочими 10 мм и длиной 50 мм и образцах №6 с рабочими 6 мм и длиной 30 мм. Твёрдость по Бринеллю определяли в соответствии с ГОСТ 9012-59 на твердомере ТБ 5004. Испытания на ударный изгиб проводили при комнатной температуре по ГОСТ 9454 -78 на образцах без надреза сечением квадратом 10 мм длиной 55 мм.

2.4. МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ ПРОЦЕССОВ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ РАСПЛАВОВ Как было показано в главе 1, для разработки модели строения конкретного сложного расплава требуется изучение всего комплекса его структурно чувствительных свойств в сочетании с информацией об условиях подготовки расплава и структуры исходных шихтовых материалов. Научные методы иссле дования структурного состояния расплавов, применяемые в настоящее время, это определение их структурночувствительных физических свойств, таких как реологические (вязкость), оптические (излучательная, поглощающая и отража тельная способность), электрические (удельное сопротивление), теплофизиче ские (теплоёмкость), а также физико-химические, такие как поверхностное натяжение на границе раздела фаз и растворимость газов. В то же время, для решения прикладных практических задач часто бывает достаточно изучения процессов структурообразования расплавов по динамике какой-нибудь одной структурно-чувствительной характеристики. Наиболее распространены методы исследования характеристик вязкости расплавов. Уже известно достаточно большое количество технологических решений на основе результатов исследо вания политерм нагрева и охлаждения кинематической вязкости расплавов, обеспечивающих повышение качества металлургических слитков, проката и лент и, в значительно меньшем количестве, – отливок [12, 18, 106, 195, 214, 232, 240, 245 и др.].

В настоящей работе для качественного анализа процессов структурообра зования расплавов чугунов и модификаторов исследовали поведение логариф мического декремента затухания колебаний стаканчика и кинематической вяз кости расплавов, измеренных методом затухающих крутильных колебаний ста канчика с расплавом [247, 251]. Выбранный метод имеет ряд преимуществ пе ред другими: нет необходимости учитывать поверхностное натяжение, относи тельно малое влияние оказывают оксидная плёнка, выделение газов, возмож ность определения абсолютных значений вязкости без предварительной граду ировки и т.д. [28].

В то же время, качественные и, особенно, количественные характеристики политерм характеристик вязкости расплавов сильно зависят от условий прове дения экспериментов, прежде всего – от режимов нагрева и охлаждения, от длительности выдержки расплава при фиксированной температуре опыта, а также – от метода и методики обработки результатов измерений. Как отмечают, например, Бельтюков А.Л. и Ладьянов В.И. [26], современная техника экспери мента по различным источникам позволяет получать значения кинематической вязкости с погрешностью от 0,7 до 6 %, но и при такой точности измерений данные разных авторов для одинаковых по составу расплавов могут сильно различаться. Авторы [26, 27, 29, 72] полагают, что, поскольку чаще всего пуб ликуемые результаты измерений не сопровождаются подробным анализом ме тодик, то причинами таких различий могут являться как неконтролируемые примеси, так и специфические условия проведения экспериментов, а также ме тодики обработки результатов измерений.

Исследования характеристик вязкости расплавов проводили на установке Института физики металлических жидкостей ГОУ ВПО УГТУ-УПИ (г. Екате ринбург)5 [146]. Схема вискозиметра приведена на рисунке 2.8 [70]. Измерения этим методом основаны на наблюдении затухающих крутильных колебаний тигля, наполненного исследуемой жидкостью и подвешенного на упругой нити.

Вискозиметр представляет собой вакуумную камеру (12) с нагревателем (7) и загруженной подвесной системой (1). Подвесная система служит для создания свободных затухающих крутильных колебаний тигля (8) с расплавом (9). Сво бодные колебания возникают за счёт раскручивания упругой металлической нити, к которой прикреплён тигель с образцом. Для закручивания подвески служит статор (6). Колебания подвесной системы фиксируются с помощью осветителя (4), зеркала на подвеске (2) и полупрозрачной шкалы (3). Для защи Автор благодарит Цепелева В.С. и Конашкова В.В. за помощь в организации, проведении и обсуждении ре зультатов экспериментов, а также Бельтюкова А.Л. в обсуждении результатов экспериментов.

ты от перегрева камера вискозиметра и токоподводы (11) охлаждаются водой, а между нагревателем и стенками камеры помещаются теплозащитные экраны (5). Температура в зоне образца фиксируется термопарой (10).

Расплавление, нагрев и охлаждение исследуемых об разцов осуществлялось в инди видуальных тиглях из оксида бериллия. Во время экспери мента система с тиглем и нагре вателем при комнатной темпе ратуре вакуумировалась для удаления воздуха, а затем за полнялась гелием. Нагрев и охлаждение расплава осуществ лялись в атмосфере гелия при небольшом избытке давления относительного атмосферного.

Термопару для измерения тем пературы в системе располагали на расстоянии порядка 1 мм от днища тигля с расплавом. Из мерения вязкости проводили Рисунок 2.8. Схема вискозиметра каждые 2 минуты. Изменение температуры осуществляли, как правило, с шагом 50 °С. Температуру на задан ном уровне достигали и поддерживали автоматически, регулируя мощность нагревателя. При каждой заданной температуре проводили не менее 10 измере ний в течение не менее 20 минут.

Поскольку, как было отмечено ранее в главе 1, имеющиеся в научной ли тературе данные по вязкости модельных и, особенно, реальных промышленных чугунных расплавов отличаются, а результаты не сопровождаются подробным описанием условий эксперимента и методиками обработки результатов измере ний, то было сделано предположение, что такие различия могли быть вызваны методическими особенностями эксперимента. Для изучения влияния методиче ских особенностей обработки результатов измерений на положение политерм нагрева и охлаждения кинематической вязкости чугунного расплава провели специальный эксперимент.

В качестве объекта исследования использовался чугун марки ЧВГ40, по лученный из базового расплава следующего химического состава: C - 4,03%;

S 0,012%;

Si - 1,9%;

Mn - 0,39%;

Cr -0,094%;

Ni - 0,06%;

Cu - 0,15%;

Ti - 0,027%;

P- 0,037%. Расплав модифицировали ковшевым методом комплексным Fe-Si Mg-РЗМ модификатором «CompactMag» фр.3-25мм в количестве 0,45% и фер росилицием ФС75-6 в количестве 0,55% от массы жидкого металла в ковше. Ре зультаты спектрального анализа химического состава модифицированного рас плава чугуна представлены в таблице 2.3. Микроструктура образцов в нетрав леном и травленом виде представлены на рисунке 2.9.

Таблица 2. Химический состав материала отливки из ЧВГ Mg,% РЗМ,% C,% S,% Si,% Mn,% Cr,% Ni,% Cu,% Ti,% P,% 3,89 0,011 2,58 0,39 0,09 0,06 0,15 0,027 0,034 0,013 0, Результаты испытаний механических свойств материала и описание мик роструктуры в соответствии с ГОСТ 3443-87 сведены в таблицу 2.4.

Таблица 2. Микроструктура материала образцов ЧВГ в,, Образец НВ, Микроструктура, ГОСТ 3443- МПа 5/750/ % Перлит (Феррит), Цементит Графит, Шкала №6-В Шкала №2-В отливка П 20 (Ф 80) нет ВГ 420,0 4,0 Феррит Из приведённой информации следует, что свойства и микроструктура об разцов отливки соответствует марке чугуна ЧВГ40 по ГОСТ 28394 – 89.

Результаты всех измерений, выполненных при нагреве и охлаждении рас плава, представлены в графическом виде на рисунке 2.10. По оси категорий (горизонтальной оси) на графиках отложено время в условных единицах (по рядковых номерах измерений длительностью порядка 2 минут). По основной оси значений отложены результаты измерений кинематических вязкостей рас плавов, по вспомогательной оси – температуры системы.

а) б) Рисунок 2.9. Микроструктура образцов ЧВГ, 50: а) не травлено, б) травлено Вязкость и температура расплава ЧВГ Опыт 318, образец отливки 14 Вязкость, 10 м /с 1400 Температура, С о - 8 4 0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200 220 240 260 280 Номер измерения Вязкость Температура Рисунок 2.10. Результаты измерений вязкости и температуры расплава ЧВГ Как видно на рисунке 2.10, поведение вязкости различно при нагреве и охлаждении. При нагреве практически не наблюдается горизонтальных площа док вязкости при любой температуре выдержки даже при значительном разбро се её значений. При охлаждении наблюдаются чёткие горизонтальные площад ки практически с первой температуры выдержки 1600°С. Горизонтальной пло щадки при охлаждении не наблюдается только в области температур 1400°С.

Однако разброс значений вязкости при охлаждении носит не постоянный ха рактер. Очень маленький разброс данных наблюдается при температурах вы держки от 1600°С до 1450°С. При более низких температурах наблюдается зна чительное увеличение разброса результатов измерения.

Обычно для построения политерм вида, изображённого на рисунках 1.11, 1.12 для каждого заданного значения температур эксперимента без учёта фак тора времени в соответствии с правилами математической статистики рассчи тывают среднее арифметическое результатов измерения вязкости, то есть её математическое ожидание. Иногда на графиках политерм указывают довери тельные интервалы математического ожидания вязкости, которые никак не ха рактеризуют разброс её значений [50, 245]. Для оценки справедливости такого подхода исследовали полученные результаты измерений отдельно при каждой температуре выдержки. Примеры результатов таких исследований в графиче ском виде представлены на рисунке 2.11.

На рисунке 2.11,а-б представлены в одинаковом масштабе результаты из мерений вязкости при заданной температуре выдержки расплава: 2.11,а – при 1727°С во время нагрева (максимальная температура эксперимента);

2.11,б – при 1500°С во время охлаждения. Результаты измерений соединены последова тельно сглаженной линией и имеют экспоненциальную линию тренда. На ри сунке 2.11,в показаны вторые результаты в более мелком масштабе вязкости.

Видно, что зависимости вязкости от времени имеют осциллирующий характер.

Как уже отмечалось ранее [20, 21, 216], такое поведение структурночувстви тельной характеристики многокомпонентного расплава ЧВГ «связано с наличи ем и эволюцией устойчивых во времени двух или более атомных координаций во время перехода термодинамической системы из существенно неравновесно го состояния в равновесное».

На рисунке 2.11,г-д представлены распределения частот для первых 10 ре зультатов измерений (времени изотермической выдержки расплава более минут). Проверка этих результатов по критерию Ирвина для доверительной ве роятности 95% показала, что для температуры 1727°С все они не являются вы бросами и должны быть учитаны при статистической обработке.

Для температуры 1500°С по критерию Ирвина выбросами выборки явля ются два левых значения (рисунок 2.11,в). На рисунке 2.11,е представлены рас пределения частот восьми результатов измерений, оставшихся после последо вательного отбрасывания выбросов. Анализ распределений говорит о том, что их характер соответствует нормальному. Проверка эксцесса (0,72 и 0,25 соот ветственно для 1727°С и 1500°С) и асимметрии (соответственно 0,29 и 0,18) распределений показала, что оба распределения имеют схожесть не только ха рактера, но и плосковершинности и симметричности с нормальным распреде лением. Поэтому применение аппарата математической статистики нормально го распределения для описания случайной величины вязкости достаточно кор ректно и с его помощью можно построить политермы по обычной методике, которая уже указывалась выше (политермы «НагревСреднее» и «Охлаждение Среднее» на рисунке 2.11,з, по вспомогательной шкале).

В то же время, важной характеристикой структурного состояния расплава при определённой температуре является не только среднее значение вязкости, но и разброс её значений. Разброс значений вязкости для рассматриваемых температур представлен на рисунке 2.11,ж. Как видно из рисунка, стабильность структурного состояния (разброс значений вязкости) расплава для рассматрива емого случая имеет ярко выраженные тенденции. Процесс нагрева по стабиль ности параметра вязкости расплава можно условно разбить на 2 участка. Пер вый участок – нагрев до температур порядка 1500°С – характеризуется «уме ренной» структурной стабильностью расплава и «умеренным» процессом структурной перестройки расплава, связанным с вводом энергии в термодина мическую систему.

Вязкость расплава ЧВГ при температуре 1500 о С Вязкость расплава ЧВГ при температуре 1727 о С О пыт 318, образец отливки, охлаждение О пыт 318, образец отливки, нагрев 9, 1730 8, Вязкость, 10 -7 м2 /с Вязкость, 10-7 м2 /с Температура, о С Температура, о С 7,5 6,5 1720 5,5 1715 4,5 3,5 1710 6 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 125 127 129 131 133 135 137 139 а) б) Вязкость расплава ЧВГ при температуре 1500 о С Распределение результатов измерений вязкости при температуре О пыт 318, образец отливки, охлаждение выдержки 1500 С. Охлаждение 9 1520 8,9 8, Частота Вязкость, 10-7 м2 /с Температура, о С 8,7 1510 8, 8, 8, 1500 1 2 3 4 5 6 8, Диапазон значений резуль татов измерений 8,2 125 127 129 131 133 135 137 139 в) г) Распределение результатов измерений вязкости при температуре Распределение результатов измерений вязкости при температуре выдержки 1727 С. Нагрев выдержки 1500 С. Охлаждение Частота Частота 3 2 1 0 1 2 3 4 5 6 7 1 2 3 4 5 6 Диапазон значений результатов измерений Диапазон значений резуль татов измерений д) е) О пыт 318. Зависимость разброса значений вязкости от температуры Опыт 318. ЧВГ отливки Зависимость вязкости от температуры 80 17 15, 15 13, Вязкость, м2/с Разброс, % 13 11, 40 11 9, 9 7, 7 5, 5 3, 1250 1300 1350 1400 1450 1500 1550 1600 1650 1700 1250 1300 1350 1400 1450 1500 1550 1600 1650 1700 Температура, С Температура, С НагревТренд ОхлаждениеТренд НагревСреднее ОхлаждениеСреднее РазбросНагрев РазбросОхлаждение ж) з) Рисунок 2.11. Анализ результатов измерения вязкости расплава ЧВГ Разброс значений вязкости на этом участке составляет от 5% до 10%, а время релаксации – до 10-20 минут. Второй участок (дальнейший нагрев до максимальных температур эксперимента) характеризуется монотонным силь ным увеличением разброса значений вязкости (до 90%) и увеличением време ни релаксации. В ходе эксперимента выдержка расплава более 20 минут при всех температурах второго участка не обеспечила достижения термодинамиче ского равновесия расплава. Судя по значениям вязкости, максимально бурные процессы структурообразования в расплаве протекали в области температур 1575…1730°С. Наличие в этой области температур изломов (перегибов) на по литерме «НагревСреднее» соответствует такому выводу.

Температурную зависимость разброса значений вязкости в процессе охла ждения можно условно разбить на три участка. В начале охлаждения от макси мальной температуры нагрева до температур порядка 1600°С (первый участок процесса охлаждения) и охлаждение ниже температур порядка 1450°С (третий участок) характеризуются «умеренной» структурной стабильностью расплава и «умеренным» процессом структурной перестройки расплава. Причём, низко температурные участки нагрева и охлаждения по разбросу значений вязкости и по времени релаксации практически совпадают. В то же время, высокотемпера турные участки процессов нагрева и охлаждения резко отличаются не только по разбросу значений вязкости, но и по времени её релаксации. При охлажде нии на первом участке расплав при всех исследуемых температурах приходил в равновесное состояние в течение не более 10 минут. На втором промежуточном участке наблюдается значительное повышение стабильности структурного со стояния расплава (разброс значений вязкости составляет от 1% до 3%). Время релаксации на этом участке составляет также менее 10 минут.

Анализ разброса данных, вида точечных графиков «вязкость – время (но мер измерения)» и времени релаксации приводит к выводу, что получение по литерм вязкости ЧВГ на основе среднего арифметического всех первых пред ставительных результатов измерений при длительности выдержки даже поряд ка 20 минут для температур второго участка нагрева приводит к большим по грешностям. В такой ситуации требуется увеличение времени выдержки для достижения термодинамического равновесия системы, что приводит к большой длительности эксперимента. Для получения максимально достоверных резуль татов, по всей видимости, такой подход является единственно верным, однако он требует очень большой длительности эксперимента (в разы превышающей рассматриваемый пример, то есть порядка суток и более). В то же время, набор не менее 10 результатов измерений для всех исследуемых температур второго участка нагрева позволил оценить с помощью экстраполяции на бесконечное время равновесное значение вязкости со значительно меньшей погрешностью (не более 20%). Политермы, построенные с помощью линий тренда (по второй методике), «НагревТренд» и «ОхлаждениеТренд» построены на рисунке 2.11,з по основной шкале. Политерма «НагревТренд» также имеет изломы в области температур 1575…1730°С. Однако сочетания политерм нагрева и охлаждения в этой области, построенных по разным методикам, отличается. Причиной выяв ленной аномальности поведения расплава, описываемой политермой «Нагрев Среднее», лежащей выше политермы «ОхлаждениеСреднее» в области темпе ратур 1600…1700 °С, очевидно, является некорректность методики обработки результатов эксперимента (полученная при таком подходе аномальность похо жа, например, на аномалию, показанную на рисунке 1.12,б). Полученные выво ды о некорректности применения стандартных статистических методов обра ботки данных измерений вязкости в определённых условиях проведения экспе римента хорошо согласуются с результатами исследований авторов [197], де лающих аналогичные выводы при анализе полученных ими результатов изме рений вязкости расплавов, выполненных капиллярным методом.

Таким образом, при разработке методики проведения и обработки резуль татов эксперимента по исследованию процесса структурообразования расплава необходимо учитывать особенности кинетики его структурной релаксации, особенно в областях температур, характеризуемых диссипативным состоянием системы. Важными характеристиками структурного состояния и процесса структурообразования расплава при исследовании политерм вязкости являются разброс значений вязкости в установившемся режиме, разброс значений вязко сти в процессе перехода от одной заданной температуры к другой, а также вре мя достижения стационарного состояния6. Для решения диссертационных задач выбран метод построения политерм по результатам экстраполяции на беско нечное время всех результатов измерения вязкости, полученных в течение не менее 20 минут, который позволяет строить политермы по результатам уско ренных испытаний без существенного увеличения погрешностей измерений.

Данные выводы подтверждаются последними публикациями в научной печати, вышедшими после получения результатов настоящей работы, например, [78, 198].

ГЛАВА 3. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ МИКРОСОСТАВА И МИКРОСТРОЕНИЯ МОДИФИКАТОРОВ НА МИКРОСТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ВЫСОКОПРОЧНЫХ ЧУГУНОВ 3.1. ВЛИЯНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ И МИКРОСОСТАВА СФЕРОИДИЗИРУЮЩИХ МОДИФИКАТОРОВ НА Fe-Si ОСНОВЕ В настоящее время в литейном производстве для модифицирования чугуна применяются лигатуры, которые являются сложнолегированными сплавами [65, 160]. Определяющим для оценки работоспособности модифицирующих ли гатур традиционно является их химический состав [250]. Как было показано выше, несмотря на большую практику модифицирования и многочисленные исследования закономерностей структурообразования чугунов при модифици ровании, на многие вопросы ещё не даны ответы. Одним из таких вопросов яв ляется вопрос влияния металлургической наследственности лигатур на резуль таты сфероидизирующей обработки при получении отливок из ЧШГ, в частно сти, различий по микросоставу (например, различной окисленности магния в Fe-Si-Mg лигатурах [69, 246]), и различий по фазовому составу при одинаковом макро и микро составе.

Исследовали влияние «внутренней окисленности» модификаторов ФСМг ТУ 14-5-134-86 [225], полученных разными технологиями изготовления, на микроструктуру и механические свойства модифицированных с их помощью ЧШГ [148]. Для исследований были отобраны готовые к употреблению про мышленные дроблёные фракционированные (размер частиц от 1 до 4 мм) мо дификаторы трёх разных производителей в равном количестве по 10 кг каждого материала. Пробы для проведения КХА были отобраны от модификаторов ме тодом квартования. Фактический состав модификаторов представлен в таблице 4.11 (глава 4), изображения и характеристики оксидных фаз модификаторов – на рисунках 4.12-4.20 и таблицах 4.12-4.15.

Модификатор 1 практически не содержит кислорода, а именно содержит оксидных фаз 1/мм3 в виде оксидов Al2O3 с небольшими примесями CaO и размерами порядка 1-3 мкм.

В модификаторе 2 оксидные фазы представлены практически только окси дами алюминия Al2O3 в виде характерных гексагональных пластинок толщиной порядка 1 мкм и диаметром до 5 мкм скоплениями диаметром областей ~ мкм, т.е. 106 шт./мм3, что соответствует содержанию ~ 0,5% кислорода в мо дификаторе.

В модификаторе 3 оксидные фазы представлены, в основном, равномерно распределёнными оксидами MgO размерами ~ 100…1000 нм скоплениями диа метром областей менее 10 мкм в количестве ~ 107 шт./мм3, а также скопления ми диаметром областей до 100 мкм в общем количестве ~ 109 шт./мм3, что со ответствует содержанию ~ 2,0% кислорода в модификаторе. Кроме того, в мо дификаторе 3 встречаются отдельные относительно крупные оксиды диамет ром до 40 мкм, по составу имеющие различные сочетания MgO, SiO2, Al2O3 и CaO.

Модификаторы 1,2 обладали крупнокристаллической, модификатор 3 мелкокристаллической микроструктурой основы.

Для сравнения качества модификаторов были проведены испытания их ра ботоспособности по двум вариантам технологии – внутриформенного и ковше вого модифицирования.

Модифицирование чугуна внутриформенным методом осуществ ляли в форме с одинаковой симметрично расположенной ЛМПС, позволяющей проводить испытания модификаторов «при прочих равных условиях» (глава 2, рисунок 2.2). В индукционной печи ИСТ-0,16 с кварцитовой футеровкой вы плавлялся чугун следующего химического состава:

C Si Mn Cr Ni Cu S P 3,7 1,9 0,4 0,03 0,02 0,1 0,015 0, Металлоёмкость одной ЛМПС с отливкой 29 кг. Расход модификатора на одну ЛМПС с отливкой – 290 гр (1,0 %, обычный расход для отечественных ли тейных предприятий, применяющих эту технологию). Температура выпуска чу гуна из печи Твып = 1550-1520С. Температура заливки формы Тзал = 1480 1460С. Время заливки формы – 15 сек. Модификаторы испытывали попарно друг с другом по трём вариантам засыпки их в реакционные камеры форм. По каждому варианту испытали не менее 5 форм. Из каждого клина вырезали по образца диаметром 10 мм для стандартных испытаний на растяжение. После испытаний на растяжение на головках образцов замеряли твёрдость и опреде ляли микроструктуру (количество шаровидных включений (КШВ), содержание феррита, перлита и цементита). Критерием для определения количества шаро видных включений служил фактор формы Ф = 4А/Р2, где А – площадь вклю чения, Р – периметр включения. Все включения, имеющие фактор формы более 0,7 считались шаровидными. Результаты испытаний и исследований после их статистической обработки с доверительной вероятностью 95% представлены в таблице 3. Таблица 3. Результаты испытаний модификаторов внутриформенным методом № ва в, НВ, Строение, % риан- Модификатор КШВ, % ед. матрицы МПа та П45(Ф55) 1 1 5514 11,70,4 1922 П45(Ф55) 2 58914 11,70,4 1968 П45(Ф55) 2 1 5739 10,00,7 1896 П45(Ф55), 3 59320 2256 8,00, П70(Ф30) П45(Ф55) 3 2 63313 12,00,7 2132 П45(Ф55), 3 59520 10,00,7 21210 П70(Ф30) Анализ результатов позволяет сделать следующие выводы. Во-первых, все варианты с принятой доверительной вероятностью удовлетворяют требованиям ГОСТ 7293, предъявляемым для марки ВЧ50. Однако по стабильности действия и общему уровню свойств получаемых чугунов все модификаторы в той или иной степени отличаются. Наиболее стабильное действие по всем контролиру емым характеристикам чугунов оказал крупнокристаллический и наиболее чи стый модификатор 1. Наилучшие средние показатели ЧШГ получены с приме нением модификатора 2 – также крупнокристаллического, с несколько большей окисленностью и содержанием активных элементов. Мелкокристаллический и наиболее окисленный Модификатор 3, несмотря на самое большое содержание активных элементов, показал наибольшую нестабильность. При его использо вании были получены самые низкие пластические свойства ЧШГ при мини мальном количестве графита шаровидной формы и принципиально более высо кой (в 1,5…2 раза) доле перлита. Полученные результаты по степени стабиль ности модифицирования можно объяснить особенностями внутренней окис ленности и сделать общий вывод о значительной чувствительности метода внутриформенного модифицирования к степени окисленности модификатора.


Чем чище модификатор по оксидам, тем стабильнее результаты внутриформен ного модифицирования.

Для сравнения работоспособности модификаторов при ковшовой обработке расплава были проведены следующие испытания. В индукционной печи ИСТ-0,4 с кварцитовой футеровкой был выплавлен чугун состава:

C Si Mn Cr Ni Cu S P 3,8 1,7 0,4 0,05 0,12 0,2 0,02 0, Модифицирование чугуна осуществляли в ковше ёмкостью 20 кг с карма ном для модификатора и с крышкой. Температура выпуска чугуна из печи Т вып = 1500-1520С.

Расход модификаторов, учитывая прогнозируемое относительно низкое усвоение модификаторов из-за маленькой металлоёмкости ковша, выбрали вы сокий. Во всех случаях он составлял 1,8 % (360 г). Для дополнительного графи тизирующего модифицирования во всех случаях использовали ФС75 в количе стве 0,6 % (120 г). Каждым сфероидизирующим модификатором было обрабо тано по 3 ковша. Через 2 минуты после окончания заполнения ковша заливали по 2 стандартных клина для определения механических свойств. Клинья выби вали после 2 часов охлаждения в форме. Из каждого клина вырезали по 2 об разца диаметром 10 мм для стандартных испытаний на растяжение. После ис пытаний на растяжение на головках образцов замеряли твёрдость и определяли микроструктуру (количество шаровидных включений (КШВ), содержание фер рита, перлита и цементита). Результаты испытаний и исследований после их статистической обработки с доверительной вероятностью 95% приведены в таблице 3.2.

Таблица 3. Результаты испытаний модификаторов ковшовым методом в, МПа, % НВ, ед. КШВ, % Строение матрицы Модификатор П45(Ф55) 1885,5 56445 7,33, Модификатор П45(Ф55) 57438 1927,3 8,31, Модификатор П80(Ф20) 6607 2263,3 8,00, Анализ полученных результатов позволяет сделать следующие выводы.

Во-первых, при получении средних характеристик ЧШГ, удовлетворяющих требованиям ГОСТ 7293, предъявляемым для наиболее распространённой мар ки ВЧ50, по всем вариантам модификаторов, не все варианты с принятой дове рительной вероятностью гарантируют выполнение этого стандарта по пласти ческим свойствам. Общий уровень относительного удлинения ЧШГ, получен ного методом ковшевого модифицирования с модификаторами 1 и 2, значи тельно ниже уровня, полученного с теми же модификаторами методом внутри форменного модифицирования. Самым низким уровнем пластических свойств обладают чугуны, полученные с применением модификатора 1. Вероятность отклонений по требованиям к относительному удлинению у этих ЧШГ близка к 50%. У чугунов, полученных с применением модификатора 2 такая вероят ность составляет 15%. Для модификаторов 3, как и в случае внутриформенного модифицирования, такая вероятность составляет 0,5%.

Во-вторых, максимальную стабильность по всем показателям ЧШГ пока зал модификатор 3. Чугуны, полученные с его применением, стабильно имеют характеристики, соответствующие марке ВЧ60.

По полученным результатам можно сделать вывод об отсутствии чувстви тельности метода ковшового модифицирования к степени окисленности моди фикатора. В ходе эксперимента получилась обратная зависимость характери стик ЧШГ от степени окисленности модификатора. Для исследованных усло вий выявлено, что чем чище модификатор по оксидным включениям, тем не стабильнее результаты модифицирования. Объяснить это явление можно, по всей видимости, тем, что при ковшовом модифицировании исследованными модификаторами окисление модифицирующих элементов активнее происходи ло у модификатора 1, менее активно – у модификатора 2 и хуже всего – у мо дификатора 3. Такое объяснение подтверждается и тем фактом, что во время экспериментов с ковшовым модифицирование минимальный пироэффект наблюдали при обработке чугуна модификатором 3, чуть больший пироэффект – модификатором 2. Самый большой пироэффект наблюдали при обработке чу гуна модификатором 1.

Результаты испытаний модификаторов в сравнительном режиме при внут риформенном и ковшовом методах модифицирования в графическом виде представлены на рисунке 3.1.

Предел прочности Предел прочности 700 600 500 400 300 200 100 0 в, МПа в, МПа в, МПа в, МПа Модификатор 1 Модификатор Модификатор 1 Модификатор Модификатор Модификатор а) внутриформенный метод б) ковшовый метод Относительное удлинение Относительное удлиннение 14 8 0 d, % d, % d, % d, % Модификатор 1 Модификатор Модификатор 1 Модификатор Модификатор Модификатор в) г) Соотношение долей перлита и Соотношение перлита и феррита в феррита матрицы в соответствии соответствии с ГОСТ с ГОСТ 3443 60 20 Пе рл ит, % Фе ррит, % Пе рл ит, % Фе ррит, % Модификатор 1 Модификатор Модификатор 1 Модификатор Модификатор Модификатор д) е) Количество шаровидных Количество шаровидных включений графита включений графита КШВ, % КШВ, % КШВ, % КШВ, % Модификатор 1 Модификатор Модификатор 1 Модификатор Модификатор Модификатор ж) з) Рисунок 3.1. Результаты испытаний модификаторов ФСМг5:

а,в,д,ж) внутриформенный метод, б,г,е,з) ковшовый метод Таким образом, в результате исследований выявлено, что на модифици рующую способность модификаторов ФСМг5, а именно, на стабильность и уровень получаемых характеристик микроструктуры матрицы и механиче ских свойств ЧШГ отливок, оказывают сложное и различное по степени влияние такие характеристики модификаторов, как степень их внут ренней окисленности и дисперсность их микроструктуры 7. Эффектив ность действия модификатора и решение вопроса выбора модификатора зави сят не только от качества модификаторов, но и от конкретных условий литей ного производства. Например (таблица 3.3), для рассмотренных условий произ водства, Модификатор 1 с наибольшей стабильностью и вероятностью получе ния годной по требованиям к материалу подходит для получения отливок мето дом внутриформенного модифицирования из ЧШГ марки ВЧ50. Модификатор 2 с наибольшей стабильностью и вероятностью получения годной по требова ниям к материалу подходит для получения методом ковшового модифицирова ния отливок из ЧШГ марки ВЧ50. Модификатор 3 с наибольшей стабильностью и вероятностью получения годной по требованиям к материалу подходит для получения методом ковшового модифицирования отливок из ЧШГ марки ВЧ60.

Таблица 3.3.

Влияние условий производства на выбор модификатора типа ФСМг Метод модифицирования Внутриформенный Ковшовой Марка чугуна ВЧ50 ВЧ ВЧ60 ВЧ Тип матрицы чугуна Ф/П П/Ф Ф/П П/Ф Модификатор М1 ++ М2 + ++ М3 + ++ ++ Выявленные закономерности подтвердились при дальнейших исследованиях [135].

3.2. ВЛИЯНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ И МИКРОСОСТАВА СФЕРОИДИЗИРУЮЩИХ МОДИФИКАТОРОВ НА Fe-Ni ОСНОВЕ Исследовали возможность повышения стабильности результатов модифи цирования, варьируя микростроение литого модификатора Fe-Ni-Mg [132, 134, 136, 138, 159]. Для этого изготовили центробежным способом из одного базо вого расплава 3 варианта отливок модификаторов М1-М3 (рисунок 3.2), приме няя различные режимы обработки и кристаллизации расплава:

М1 – без модифицирования расплава отливку толщиной 3 см, М2 – с модифицированием расплава отливку толщиной 3 см, М3 – с модифицированием расплава отливку толщиной 0,3 см.

Химический состав базового расплава лигатур представлен в таблице 3.4.

Рисунок 3.2. Внешний вид отливки лигатуры ЖНМг Исследовали зависимость плотности внутреннего и внешнего приповерх ностного объёма отливок толщиной 3 см и товарного дроблёного продукта всех вариантов лигатуры от варианта изготовления. Плотность измерялась методом гидростатического взвешивания. Результаты исследования плотности пред ставлены в таблице 3.5. Анализ результатов показывает, что на плотность ока зали влияние как способ кристаллизации, так и дополнительная обработка рас плава (модифицирование) перед кристаллизацией. Наиболее плотной в товар ном (дроблёном) виде получается лигатура М3 толщиной 0,3 см с предвари тельным модифицированием расплава, что очень важно для ковшового способа модифицирования.

Таблица 3. Химический состав базового расплава лигатуры ЖНМг Содержание элемента, масс. % C Si Ni Mg Ce La P Fe 2,51 0,29 40,4 4,93 0,54 0,32 0,45 49, Таблица 3. Плотность лигатуры Mg-Ni-Fe различных вариантов исполнения Средняя плотность лигатуры, г/см образцы для исследова- куски дроблёной лигатуры раз ния ударной вязкости мером менее 1,5 см Модификатор внутренний Внешний внутренний внешний среднее М1 7,18 7,28 5,93 6,46 6, М2 7,37 7,55 6,14 6,94 6, пластины дроблёной лигатуры М3 — 6, Образцы модификаторов для исследования микроструктуры вырезались из внешней средней по высоте части отливок. Образцы исследовали в плоскости, перпендикулярной оси вращения отливок. Результаты исследования микро структуры модификаторов М1-М3 сведены в таблицу 3.6.

Таблица 3. Характеристики фаз модификаторов М1, М2 и М Фазы Тпл, °С Параметры микроструктуры М1 М2 М Графит Объёмная доля, % 2,5 0,019 0, (ШГф5,4) Кол-во включений, шт./мм2 100 80 (параметр решётки 0,142 нм) Dmax, мкм 55 9 Объёмная доля, % 60 50 Кол-во включений, шт./мм Аустенит, легирован- 2000 14000 ный никелем 1150 … Ось I порядка, мкм 70 20 диаметр оси дендрита Средний (ГЦК, параметр решёт- Ось II порядка, мкм 1500 25 10 ки 0,366 нм) Ось III порядка, мкм 8 1,5 1, Ось IV порядка, мкм 2 0,7 0, Магниды и карбомагни- 1120 … Объёмная доля, % 36,5 46,5 ды никеля и железа Объёмная доля, % Фосфиды РЗМ 1 3,5 (ГЦК, параметр решёт- Dmax, мкм 2000 7 5 ки 0,584…0,603 нм) Кол-во включений, шт./мм2 1500 10000 Зависимость эффективности действия модификаторов исследовали на опытной плавке синтетического чугуна в условиях литейного производства ООО «НЭК им. Э.Н. Корниенко». Для этого выплавили в индукционной печи ИСТ-0,4 синтетический чугун на шихте следующего состава: стальной лом Сталь20 – 330 кг;


науглероживатель (электродный бой) – 14 кг;

Ферросилиций ФС75 – 10,2 кг;

кремний кристаллический – 0,35 кг. После расплавления всей шихты провели десульфурацию лигатурой ЖКМК методом колокольчика. Уда лили шлак и перегрели расплав с открытым зеркалом металла до температуры 1500C и выдержали в течение 20 минут для устранения возможного влияния на качество расплава лигатуры, использованной для десульфурации. После этого в течение ещё 20 минут охладили расплав до температуры разливки 1430С и отобрали пробу на количественный химический анализ. Химический состав расплава до десульфурации и перед разливкой представлен в таблице 3.7.

Таблица 3. Химический состав расплава чугуна Проба C Si Mn Cr Ni P S до десульфурации 3,55 1,83 0,40 0,20 0,12 0, перед разливкой 3,37 2,64 0,41 0,19 0,15 0,038 0, Предварительно перед проведением серии испытаний опытной лигатуры были залиты 40-кг ковшом 3 клина чугуном, модифицированным только фер росилицием ФС75. Дальнейшую разливку проводили с модифицированием опытными лигатурами расходами 0,8%, 1,0%, 1,2% в сочетании с графитизи рующей обработкой ФС75 в количестве 0,5%. С каждого ковша заливали по клиньев для испытаний чугуна на растяжение и ударный изгиб. Разливку про водили быстро при температуре на выпуске 1400 – 1420С с выдержкой метал ла в ковше перед разливкой в течение порядка 1 минуты.

Из полученных в ходе опытной плавки литых клиньев были изготовлены и испытаны образцы, результаты испытаний сведены в диаграммы, представлен ные на рисунке 3.3. Чугун, модифицированный только ферросилицием ФС без обработки сфероидизирующим модификатором, имел прочность в= МПа при нулевом относительном удлинении.

Анализ результатов испытаний позволяет сделать следующие выводы.

Прежде всего, в литом состоянии из полученных чугунов требованиям ГОСТ 7293 марки ВЧ50 удовлетворяют все варианты, кроме модифицирования лига турой, полученной без обработки расплава, при расходе модификатора 0,8%.

Вариант с модификатором, полученным без обработки расплава, при расходе 0,8% не удовлетворяет требованиям марки ВЧ50 по значению относительного удлинения (менее 7%). Кроме того, все варианты с расходами 1,0% и 1,2% удо влетворяют требованиям марки ВЧ60.

Предел прочности на растяжение Прочность, МПа 600, 500, 400, 0,8 1,0 1, Модификатор 1 Модификатор 2 Модификатор а) Относительное удлинение 11, Удлинение, % 9, 7, 5, 3, 1, 0,8 1,0 1, Модификатор 1 Модификатор 2 Модификатор в) Ударная вязкость КСU, кДж/м 0,8 1,0 1, Модификатор 1 Модификатор 2 Модификатор д) Рисунок 3.3 Результаты механических испытаний:

а) предел прочности при растяжении, б) относительное удлинение при растя жении, в) ударная вязкость при ударном изгибе Во-вторых, максимальный разброс значений (максимальная нестабиль ность процесса модифицирования) наблюдается по показателю относительное удлинение у М1, минимальный разброс по всем показателям (максимальная стабильность процесса модифицирования) наблюдается у М3.

Далее из 37 образцов после испытаний на растяжение с известными значе ниями предела прочности (вр) и относительного удлинения () и 47 образцов после испытаний на ударный изгиб с известными значениями ударной вязкости (KCU) были изготовлены микрошлифы для металлографического анализа. С помощью программного обеспечения «Тиксомет» были построены панорамные изображения нетравленой микроструктуры образцов площадью около 20 мм при увеличении 100х. На изображениях по уровню серого выделялись частицы графита и вычислялся фактор формы:

4 A F, D где А – площадь частицы, D – максимальный диаметр частицы по Фере8. Ре зультаты обработки вычислений сведены в диаграммы и представлены на ри сунке 3.4.

Анализ диаграмм зависимостей фактора формы от технологических пара метров позволяет сделать следующие выводы.

Во-первых, при всех расходах модификатора наблюдается монотонное увеличение среднего значения фактора формы в последовательности вариантов модификаторов: М1 М2 М3.

Во-вторых, увеличение расхода модификатора сопровождается увеличени ем среднего значения фактора формы. При этом уменьшается разброс значений, то есть повышается стабильность последнего (по всей видимости, значение фактора формы 0,611 для модификатора М3 при расходе 1,0% является выпа дом).

Линейный размер частицы как максимальная величина проекции ее изображения на горизонтальную и вер тикальную оси Фактор формы графита при расходе модификатора 0,8% 0, 0, 0, F, ед.

0, 0, 0, 0, Модификатор 1-1 Модификатор 2-1 Модификатор 2-2 Fсред а) Фактор формы графита при расходе модификатора 1,0% 0, 0, F, ед.

0, 0, 0, Модификатор 1-1 Модификатор 2-1 Модификатор 2-2 Fсред б) Фактор формы графита при расходе модификатора 1,2% 0, 0, F, ед.

0, 0, 0, Модификатор 1-1 Модификатор 2-1 Fсред в) Рисунок 3.4. Зависимости фактора формы графита от технологических пара метров: а) при расходе модификатора 0,8%, б) при расходе 1,0%, в) при расходе 1,2% Таким образом, наследственная структура сфероидизирующих модифика торов Fe-Ni-Mg-RE влияет на стабильность результатов модифицирования. При одном и том же составе модификатора различное его происхождение значи тельно меняет зону стабильности результатов модифицирования как по ширине диапазона расхода модификатора, так и по среднему значению расхода моди фикатора. Возможность получения стабильных результатов модифицирования для марки ВЧ50 и ВЧ60 при более низких значениях расхода модификатора М позволяет сократить затраты на изготовление отливок на операции модифици рования на 10…20% Влияние микроструктуры лигатур на формирование морфологии графита и матрицы в высокопрочном чугуне исследовали при расходе модификаторов 1,0% как наиболее эффективном варианте модифицирования [159]. Микро структуру графита и матрицы чугуна исследовали на микрошлифах, приготов ленных из разрушенных во время механических испытаний образцов. Для определения характеристик графита при оптическом увеличении 100 были по лучены изображения нетравленой микроструктуры образцов площадью 3,3 мм 2.

Типичные представители нетравленой микроструктуры чугунов представлены на рисунке 3.5а,в,д. Для определения долей перлита и феррита исследовали травленую микроструктуру образцов площадью около 1 мм2 при увеличении 100 в соответствии со шкалой №6а и №6г ГОСТ 3443. Определение характе ристик перлита осуществляли на травленой микроструктуре, при увеличении 500 в соответствии со шкалой №8 ГОСТ 3443 и 1000 (расстояние между пла стинами феррита или цементита в перлите). Типичные представители микро структуры травленых 4%-ой азотной кислотой чугунов при увеличении представлены на рисунке 3.5б,г,е. Количественные характеристики микро структуры ЧШГ представлены в таблице 3.8.

Для анализа процесса кристаллизации графита чугунов построили диа граммы распределения включений графита по диаметрам окружности эквива лентной площади и параметру формы, равному периметру включения, делён ному на корень квадратный из площади включения (рисунок 3.6).

а) б) в) г) д) е) Рисунок 3.5 Микроструктура чугунов, 40, не травлено (а,в,д) и 800, травлено (б,г,е), модифицированных: а) лигатурой М1, б) лигатурой М2, в) лигатурой М Таблица 3. Количественные характеристики микроструктуры ЧШГ Модификаторы Параметр микроструктуры ЧШГ М1 + М2 + М3 + ФС ФС75 ФС75 ФС Объёмная доля (суммарная пло 7,9 7,5 7,7 9, щадь) графита, % Количество включений графита, 471 570 453 шт./мм Средний диаметр окружности экви валентной площади включений гра- 10,9 9,2 11,5 фита, мкм Средний параметр формы включ.

4,99 5,00 5,31 графита Объёмная доля (суммарная пло щадь) графита эквивалентным диа- 6,8 6,2 6,6 метром более 15 мкм, % Количество включений графита эк вивалентным диаметром более 15 142 127 120 мкм, шт./мм Средний фактор формы включений графита эквивалентным диаметром 5,54 5,54 6,16 более 15 мкм Объёмная доля (суммарная пло- 38(П41/ 40(П43/ 65(П70/ 61(П70/ щадь) перлита, % Ф59) Ф57) Ф30) Ф30) Дисперсность перлита, ГОСТ 3443- Пд1,0 Пд0,3… Пд0,5… Пд1,4… 87, шкала №8 500 1,0;

1,0;

1, до 30% до 10% сорбита сорбита Расстояние между пластинами фер 0,6…0,9 0,4…0,6 0,5…0,7 1,4…1, рита (цементита) перлита, мкм Содержание углерода в перлите 2,0 2,2 1,4 0, (расчёт), % Средний размер зерна аустенита, 47 41 14 мкм Количество зёрен перлита, шт./мм2 172 238 935 599 Параметр формы Количество 110 108 117 100 36 15 4 0 0 0 0 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 2,676 10,180 17,685 25,189 32,693 40,197 47,701 55, Диаметр окружности эквивалентной площади, мкм Диамет р окружност и экв ив алент ной площади а) б) 700 Параметр формы Количество 200 88 87 83 150 100 23 2 3 1 2,419 8,892 15,365 21,838 28,312 34,785 41,258 47,732 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 Диамет р окружност и экв ив алент ной площади Диаметр окружности эквивалентной площади, мкм в) г) 551 Параметр формы Количество 250 200 109 100 36 28 27 4 1 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 3,331 10,254 17,177 24,099 31,022 37,945 44,867 51, Диамет р окружност и экв ив алент ной площади Диаметр окружности эквивалентной площади, мкм д) е) Рисунок 3.6. Характеристики графита чугунов, модифицированных: а,б,) М1, в,г) М2, д,е) М3: распределение включений графита: а,б,в) по диаметрам окружности эквивалентной площади, г,д,е) по параметрам формы и диаметрам окружности эквивалентной площади Распределение графита модифицированных чугунов по размеру (рисунки 3.5,6, таблица 3.8) в случае модифицирования только ФС75 имеет экспоненци альный вид, что соответствует монотонной кристаллизации пластинчатого гра фита. Для всех рассмотренных случаев модифицирования М1…3 + ФС75 к экс поненциальному распределению на уровне эквивалентного диаметра ~ 15 мкм добавляется вторая составляющая, имеющая характер нормального распреде ления. Такой характер распределения можно объяснить тем, что кристаллиза ция шаровидного графита в этих чугунах проходила в 2 этапа по следующему механизму (рисунок 3.7).

а) б) Рисунок 3.7 Механизм модифицирования: а) схема технологического процесса, б) схема формирования и управления формированием наследственной структу ры отливки В результате предварительной рафинирующе-модифицирующей обработ ки чугунный расплав Р2 в соответствии с современными представлениями и ре зультатами настоящих исследований (главы 1,5) являлся микрооднородным.

Первый этап кристаллизации графита связан непосредственно с расплавлением модификаторов, в результате которого в расплав Р2 чугуна вносятся ЭСР, уна следованные от твёрдого строения модификаторов (глава 4, [234]). Расплав ста новится специфически микронеоднородным. При охлаждении расплава ЭСР, унаследованные от аустенита либо сами являются зародышами (структуры, унаследованные от наиболее крупных фаз, например, осей дендритов аустенита I порядка модификатора М1), либо формируют зародыши аустенита с размера ми больше критического, на которых начинают расти дендриты аустенита чу гуна. При этом растворённый в близлежащих областях расплава избыточный углерод из этих областей вытесняется, за счёт чего в расплаве образуются обла сти, обогащённые углеродом, где создаются условия, достаточные для образо вания и роста зародышей его первичной кристаллизации. ЭСР, унаследованные от шаровидного графита, либо сами являются зародышами (структуры, напри мер, унаследованные от наиболее крупного графита ~ 50 мкм модификатора М1), либо формируют зародыши с размерами больше критического, на которых начинает расти графит.

Описанный механизм соответствует характеристикам графита чугуна. При использовании модификаторов М1 и М3 кристаллизация графита на первом этапе происходит заметно активнее, чем при использовании модификатора М2, за счёт чего в чугуне 2 общий объём графита является минимальным. Объёмы графита в чугунах 1 и 3 примерно одинаковы, однако значения его размерных и морфологических характеристик отличаются. В чугуне 1 наблюдается макси мальное из всех количество включений при минимальном из всех максималь ном эквивалентном диаметре. В чугуне 3, наоборот, наблюдается минимальное из всех количество включений при максимальном из всех максимальном экви валентном диаметре. Максимальное количество включений графита в чугуне объясняется наличием в микроструктуре М1 крупных включений шаровидного графита. Большая активность первого этапа кристаллизации графита чугуна объясняется наличием в микроструктуре М3 максимального количества вклю чений аустенита. При модифицировании расплава чугуна такой лигатурой бо лее активно идёт формирование и рост зародышей аустенита, сопровождающи еся кристаллизацией графита.

При дальнейшем охлаждении расплава отливок скорость его переохлажде ния превышает скорость его обезуглероживания, вызванного ростом первично го графита на зародышах первого этапа кристаллизации. При достижении не обходимого переохлаждения расплава начинается второй этап формирования зародышей графита. Максимальное количество включений графита второго этапа кристаллизации наблюдается у чугуна 2, что связано с более высокой остаточной концентрацией углерода в расплаве.

Весь опытный чугун имеет в своей структуре графит шаровидной и верми кулярной формы (рисунки 3.5,6). Средняя степень сфероидизации (параметр формы) графита чугунов 1 и 2 примерно одинакова, в чугуне 3 наблюдается максимальная из всех доля включений графита вермикулярной формы (таблица 3.8, рисунок 3.6, для вермикулярной формы графита значение параметра формы принято 6,5…12). Минимальный разброс параметра формы наблюдается при использовании М2. Степень сфероидизации графита также объясняется влия нием структуры модификаторов. Несмотря на то, что на сегодняшний день нет единой теории формообразования шаровидного графита, общепризнано [79], что определяющим фактором сфероидизации графита является уровень пере охлаждения кристаллизующегося расплава. Благодаря особенностям микро структуры лигатур, максимальную степень переохлаждения при кристаллиза ции имеет расплав чугуна 2, минимальную – расплав чугуна 3. Крупный аусте нитный каркас матрицы М1 способствует формированию меньшего количества зародышей аустенита и, соответственно, более высокому переохлаждению рас плава. Кроме того, увеличение равномерности и измельчение структуры маг нийсодержащих фаз (магнидов) модификаторов способствует увеличению и равномерности усвоения магния чугунным расплавом, что также способствует увеличению равномерности и эффективности переохлаждения локальных объ ёмов чугунного расплава и кристаллизации в нём шаровидного графита.

Выявленные закономерности влияния микроструктуры аустенита модифи каторов на процессы кристаллизации аустенита чугунов подтверждаются стро ением матриц чугунов (рисунок 3.5б,г,е, таблица 3.8). В чугуне 1 наблюдается минимальное содержание перлита достаточно высокой дисперсности, что объ ясняется активным графитообразованием с обезуглероживанием близлежащих областей расплава, которому способствуют ЭСР, унаследованные от графита лигатуры, и относительно небольшим количеством унаследованных структур от аустенита М1. В чугуне 2 наблюдается несколько большее содержание пер лита, обладающего максимальной дисперсностью, что объясняется наименее активным графитообразованием на первом этапе и наиболее активным на вто ром этапе кристаллизации графита, а также большим количеством унаследо ванных структур аустенита М2, на которых сформировались кристаллы аусте нита чугуна, и в которых зафиксировалось максимально высокое содержание углерода за счёт максимально высокого переохлаждения расплава на втором этапе кристаллизации. В матрице чугуна 3 наблюдается максимальное объём ное содержание перлита, обладающего минимальной дисперсностью, и особен но резко отличающееся максимальное количество зёрен перлита. Это явление объясняется максимальным количеством унаследованных структур аустенита М3, на которых сформировались кристаллы аустенита чугуна с минимальным содержанием углерода за счёт минимального переохлаждения расплава на вто ром этапе кристаллизации, а также максимальным количеством фосфидов РЗМ в микроструктуре М3, по всей видимости, наследуемых чугунным расплавом и способствующих измельчению структуры матрицы.

Таким образом, все структурные составляющие сфероидизирующего Fe Mg-Ni-модификатора активно влияют на протекание процессов первичной кри сталлизации высокопрочного чугуна, что проявляется в существенном измене нии морфологии и размерных характеристик графита и аустенита в структуре чугунных отливок (таблица 3.9) [149]:

• наследуемые от модификатора структуры шаровидного графита либо са ми являются зародышами, либо активно участвуют в формировании зародышей графита;

• наследуемые от модификатора структуры аустенита либо сами являются зародышами, либо активно участвуют в формировании зародышей аустенита, создают различные условия для образования и роста зародышей графита, влияя на морфологию и количественные характеристики графита;

• наследуемые от модификатора структуры фосфидов РЗМ, по всей види мости, препятствуют росту зерна матрицы чугуна, способствуя её измельче нию, и уменьшают степень переохлаждения расплава, влияя на морфологию графита;

• наследуемые от модификатора структуры магнийсодержащих фаз (маг нидов) модификаторов участвуют в формировании разупорядоченных областей чугунного расплава, их размеры влияют на количественные характеристики и морфологию графита.

Таблица 3.9.

Матрица влияния и связи микроструктуры модификаторов ЖНМг5 и мик роструктуры модифицированного ими чугуна Параметры микроструктуры чугуна Графит Матрица Объ- Количе- Распреде- Фак Объ- Дис- Коли- Балл ёмная ство ление гра- тор ёмная перс- чество зерна доля включе- фита по фор доля ность зёрен пер графи- ний гра- размерам мы перли- пер- перли- лита та фита та лита та Объём + ная доля Графит Кол-во (ШГф5,4) включе- + + (параметр решётки ний 0,142 нм) + + Dmax Объём Аустенит, легиро- + ная доля ванный никелем (ГЦК, параметр Кол-во решётки 0,366 нм), включе- + + + + + + + Тпл 1150…1500°С ний Магниды и карбо магниды никеля и Объём + + железа ная доля Тпл 1120…1160°С Фосфиды РЗМ (ГЦК, параметр Кол-во решётки включе- + + 0,584…0,603 нм) ний Тпл, 2000°С ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ Исследование модифицирующей способности сфероидизирующих Fe-Si Mg и Fe-Ni-Mg модификаторов в лабораторных и производственных условиях подтвердило влияние их микросостава и микроструктуры на микроструктуру графита и матрицы и на механические свойства чугуна, а также на технико экономические показатели операции модифицирования. Микросостав и микро структура модификаторов активно влияют на протекание процессов первичной и вторичной кристаллизации высокопрочного чугуна, что проявляется в суще ственном изменении морфологии, количества и распределения включений гра фита, а также структурных элементов матрицы чугуна. Степень влияния мик росостава и микроструктуры модификаторов зависит от способа (технологии) модифицирования.

Элементы структуры расплава чугуна (ЭСРЧ), унаследованные от крем нийсодержащих фаз Fe-Si-Mg лигатуры, напрямую являются предзародышами кристаллизации феррита, что проявляется в прямом повышении активности кристаллизации феррита и косвенном – графита, а также уменьшении степени переохлаждения расплава при первичной кристаллизации. При уменьшении их размеров они быстрее разрушаются, поэтому количество графита и феррита в чугуне уменьшается.



Pages:     | 1 | 2 || 4 | 5 |   ...   | 6 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.