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 | 3 || 5 | 6 |

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

-- [ Страница 4 ] --

Измельчение и повышение однородности размерного и объёмного распре деления легкоплавких магнийсодержащих фаз в микроструктуре Fe-Si-Mg ли гатуры приводит при ковшовом способе модифицирования к более спокойному и, как следствие, высокому усвоению составляющих их элементов в межкла стерных пространствах чугунного расплава с минимальным пироэффектом процесса модифицирования, повышая степень сфероидизации графита в микро структуре высокопрочного чугуна. При этом методе модифицирования степень окисленности модификаторов практически не влияет на их модифицирующую способность.

Повышение степени внутренней окисленности Fe-Si-Mg модификатора при внутриформенном способе модифицирования приводит к уменьшению ста бильности и среднего уровня свойств высокопрочных чугунов, особенно отно сительного удлинения.

ЭСРЧ, унаследованные от графита Fe-Ni-Mg лигатуры, напрямую являют ся центрами первичной кристаллизации графита и снимают переохлаждение расплава, косвенно, уменьшая содержание углерода в аустените, понижают его стабильность, поэтому при увеличении их количества и размеров уменьшают долю аустенита, а при вторичной кристаллизации – и дисперсность перлита.

ЭСРЧ, унаследованные от аустенита Fe-Ni-Mg лигатуры, напрямую являются предзародышами кристаллизации аустенита, что проявляется в прямом повы шении активности кристаллизации аустенита и косвенном – графита, а также уменьшении степени переохлаждения расплава при первичной кристаллизации.

При увеличении их количества (измельчение микроструктуры модификатора) увеличивается количество графита и перлита в чугуне, несколько уменьшается дисперсность перлита и степень сфероидизации графита. ЭСРЧ, унаследован ные от ультрадисперсных и особо тугоплавких фосфидов РЗМ Fe-Ni-Mg лига туры, измельчают микроструктуру матрицы чугуна, по всей видимости, являясь либо дополнительными центрами кристаллизации, либо механической помехой роста зёрен кристаллизации. Измельчение и повышение однородности размер ного и объёмного распределения легкоплавких магнийсодержащих фаз в мик роструктуре Fe-Ni-Mg лигатуры приводит к более спокойному и, как следствие, высокому усвоению составляющих их элементов в межкластерных простран ствах чугунного расплава, повышая степень сфероидизации графита в микро структуре высокопрочного чугуна.

Таким образом, исследованиями доказана необходимость разработки и включения в параметры качества модификаторов высокопрочных чугунов кро ме химического и фракционного состава дополнительно количественных ха рактеристик их микростроения и фазового состава, учитывающих условия кон кретной литейной технологии.

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ МОДИФИКАТОРОВ ВЫСОКОПРОЧНЫХ ЧУГУНОВ 4.1. ИССЛЕДОВАНИЕ ФАЗОВЫХ СОСТАВОВ ГРАФИТИЗИРУЮЩИХ МОДИФИКАТОРОВ Исследования фазового состава графитизирующих модификаторов ферро силикобария, ферросиликостронция, ферросиликокальция, ферросиликострон цийциркония проводили комплексно с использованием методов РФА, МРСА и электронной микроскопии.

Результаты исследований в развёрнутом виде представлены на примере исследования образцов ферросиликобария и ферросиликостронцийциркония.

Рентгеноструктурный фазовый анализ проб ферросиликобария двух про изводителей А – отечественного и В – китайского проведён в отфильтрованном К - излучении медного анода. Исследование микроструктуры проведены на электронном микроскопе JSM-6460 LV с применением МРСА. Химический со став проб представлен в таблице 4.1, результаты качественного фазового анали за – на рисунке 4.1 и в таблице 4.2, изображения микроструктур – на рисунках 4.2-4. Таблица 4. Химический состав ферросиликобария Образцы Ba Fe Ca Al C S Si А Основа 22 7 2,0 1,2 0,1 0, В Основа 29 10 1,5 1,4 0,1 0, Дифрактограммы проб ферросиликобария обоих производителей за ис ключением интенсивности отражений идентичны. В них присутствуют основ ные фазы Si (тёмная фаза на рисунках 4.2,3), лебоита - FeSi2 (пластины тол щиной порядка 3 мкм в образце А и порядка 10 мкм – в образце В (рисунок 4.3)) и силикобария (светлые фазы на рисунке 4.2,3). Микроструктуры образцов визуально отличаются незначительно. При этом наблюдается большая чёткость межфазных границ и меньшие размеры тёмной фазы в образце В по сравнению с образцом А.

а) б) Рисунок 4.1. Дифрактограмма силикобария, снятая в отфильтрованном медном излучении: а) образца А, б) образца В Таблица 4. Фазовый состав ферросиликобария Образец Si -FeSi2 BaSi2 BaCaSi Ba3Al2Si2 Al2Ca CaSi2 CaO CaC А + + + + + + + + + В + + + + + + + + + Дифракционные характеристики фазы силикобария Рождественской Т.Л. с коллегами [35] ранее были получены как характеристики специально приготов ленной ими синтетической пробы. Какие именно фазы содержит искусственно приготовленная проба силикобария при этом установлено не было. Проведён ная идентификация отражений силикобария с помощью электронной версии порошковой дифракционной картотеки PDF-2 позволила установить, что в си ликобарии содержатся фазы Si2Ba, BaCaSi и Ba3Al2Si29. Кроме этих фаз основы в ферросиликобарии присутствуют в незначительных количествах соединения кальция (CaSi2, Al2Ca, CaO и CaC2), которые отличить при электронномикро скопических исследованиях от фаз силикобария не удалось.

а) б) в) г) Рисунок 4.2. Микроструктура изломов ферросиликобария:

а,в) образца А, б,г) образца В Таким образом, образцы ферросиликобария разных производителей при схожем химическом составе несколько отличаются количеством, а также мор фологией и размерами составляющих их фаз.

Работа проведена совместно с Гойхенберг Ю.Н.

а) б) в) г) Рисунок 4.3. Микроструктура микрошлифов ферросиликобария: а,в) образца А, б,г) образца В Рисунок 4.4. Фаза лебоит - FeSi2 в изломах ферросиликобария: а) образца А, б) образца В Изучение микроструктуры ферросиликостронцийциркония марки Si-Extra Z [90, 91] производили на металлографическом микроскопе NEOPHOT 21 в от ражённом свете с применением светлопольного освещения. Исследовали об разцы в виде гранул размером 4…7 мм. На рисунке 4.5 приведены общий вид и микроструктура образцов ферросплава.

а) б) в) г) Рисунок 4.5. Структура микрошлифов ферросиликостронцийциркония:

а) общий вид, б,в,г) микроструктур, соответственно, 10, 50, Микроструктура представляет собой две контрастные структурные состав ляющие – белую (более твёрдую и одновременно вязкую) и тёмную (менее твёрдую и одновременно хрупкую). Характер микроструктуры как при малых увеличениях (рисунок 4.5в) так и при больших увеличениях (рисунки 4.5г,д) указывает на особенности кристаллизации образцов. Видны кристаллы денд ритного типа, длинная ось которых соответствует направлению теплоотвода при образовании гранулы. Кристаллы светлой фазы разделены прослойками темной фазы, закономерно ориентированной по отношению к матричной свет лой фазе. Некоторые участки выглядят как каверны, выходящие на поверхность шлифа, а в некоторых тёмных участках наблюдается внутреннее более тонкое строение.

Был проведён рентгеноструктурный фазовый анализ на дифрактометре ДРОН - 4 в отфильтрованном К - излучении медного анода. Съёмка осуществ лялась в интервале углов 2 = 10…120°. Ферросплав Si–Extra–Z, представлен ный в виде крупки, был растёрт в порошок, из которого изготовлены образцы для рентгеноструктурных исследований. На дифрактограммах (рисунок 4.6) присутствует большое число интерференционных максимумов разной интен сивности, в том числе и накладывающихся друг на друга. Результаты фазового анализа представлены в таблице 4.3, на основании которого сделаны следую щие выводы.

Таблица 4.3.

Фазовый состав Si–Extra–Z, определенный методом рентгеноструктурного анализа -FeSi Si FeSi Mg2Si CaAl2Si2 SrSi Zr3Si следы следы + + - + + Промышленный ферросплав Si–Extra–Z содержит в основе чистый крем ний (Тпл 1414 С) и - FeSi2 (Тпл 1220С), что соответствует марке ФС75, а также в небольших количествах SrSi (Тпл 1140С) и Zr3Si2 (Тпл 2215С). По следние две более тяжёлые фазы находятся в виде механической смеси с более лёгкими и обнаруживаются при малых концентрациях. Чистого кремния, как фазы, много, так как идентифицируются все его интерференционные линии и они сравнительно интенсивнее, чем линии лебоита ( - FeSi2). В отдельных об разцах присутствуют в незначительном количестве фазы СаSi2 и Mg2Si. При сутствие окислов в сплаве рентгеноструктурным методом не обнаруживается.

Рисунок 4.6. Дифрактограмма ферросплава Si - Extra - Z Тонкие исследования ферросилиция с цирконием с помощью электронной микроскопии показали, что в его образцах могут наблюдаться весьма различ ные микроструктуры. На рисунке 4.7 представлены примеры таких различий.

На микрошлифе одной крупинки модификатора наблюдаются две принципи ально различные структуры. В процессе выплавки два разнородных конгломе рата скрепились легкоплавкой стронцийсодержащей фазой. Один имеет крем ниевую основу с равномерно распределённой стронцийсодержащей фазой (ри сунок 4.7а,б – левая часть крупинки, рисунок 4.7в – увеличенное изображение микроструктуры), другой – основу из стронцийсодержащей фазы, в которой равномерно в большом количестве распределены пластины и компактные включения кремния (рисунок 4.7а,б – правая часть крупинки, рисунок 4.7г – увеличенное изображение микроструктуры).

а) б) в) г) Рисунок 4.7. Пример различия микроструктур Fe-Si-Zr-Sr-лигатуры:

а) общий вид, б) 100, в,г) 4.2. ИССЛЕДОВАНИЕ ФАЗОВЫХ СОСТАВОВ СФЕРОИДИЗИРУЮЩИХ МОДИФИКАТОРОВ Исследовали микроструктуры и фазовые составы сфероидизирующих мо дификаторов Fe-Si-Mg-RE с/без Ca, с/без Ba отечественного и импортного про изводства, а также собственной разработки, а также Fe-Ni-Mg-RE собственной разработки. Исследования проводили комплексно с использованием методов ОМ, РФА, МРСА и электронной микроскопии. Результаты исследований в раз вёрнутом виде представлены на примере исследования образцов ферросилико магния ФСМг6 и ЖНМг5, изготовленных различными методами модифициро вания и кристаллизации.

Исследовали модифицирующие лигатуры ФСМг6, изготовленные из единого расплава различными методами кристаллизации – с медленным охла ждением в изложнице в виде чушки толщиной 100 мм и быстрым охлаждением на валковом кристаллизаторе в виде пластины толщиной 3 мм (в виде чипса).

Рентгеноструктурный фазовый анализ проб ферросиликомагния проведён на дифрактометре ДРОН-4 в отфильтрованном медном излучении в интервале уг лов 2 = 9...120°. Исследование микроструктуры проведён на электронном мик роскопе JSM-6460 LV с применением МРСА. Химический состав образцов представлен в таблице 4.4, результаты качественного фазового анализа – в таб лице 4.5, изображения микроструктур – на рисунках 4.8 и 4.9, результаты МРСА фаз, отмеченных на рисунке 4.9в,г, соответственно – в таблице 4.6 и таблице 4.7.

Таблица 4.4.

Химический состав исследуемого ферросиликомагния Образец Mg Ca Al Si RE Ba Cr Ti Mn Fe Чушка ост.

6,7 2,0 1,14 53,9 1,9 0,7 0,16 0,29 0, Чипс ост.

6,0 1,5 0,93 55,1 1,6 0,8 0,15 0,26 0, а) чипс, продольный шлиф б) чушка, шлиф в) чипс, поперечный шлиф г) чушка, шлиф д) чипс, продольный шлиф д) чушка, шлиф Рисунок 4.8. Микроструктуры ферросиликомагния: а,б,в,г) 100, д,е) Исследования микроструктур с применением МРСА выявили следующее (рисунок 4.9, таблицы 4.6 и 4.7). Микроструктура чипса обладает значительно более дисперсной микрокристаллической структурой. Основные фазы, выяв ленные в чипсовом модификаторе (рисунок 4.9а,в, таблица 4.6): 1, 2 – кремний;

3, 4 – ферросилиций;

5,7,8,9 – силикокальций с РЗМ;

6 – силикомагний;

10 – силикокальций + силикомагний.

Таблица 4. Фазовый состав исследуемого ферросиликомагния -FeSi Образец Si Mg2Si CaMg2 LaSi2 MgO Чушка + + + + - + Чипс + + + + + + а) б) в) чипс, поперечный шлиф г) слиток, шлиф Рисунок 4.9. Фазовый состав ферросиликомагния: а,б) общий вид микро структур, в,г) нумерация фаз Микроструктура материала исполненного в виде чушки является более рыхлой, разрозненной, наблюдается тенденция выпадения при кристаллизации элементов в чистом виде. В отличие от чипсов, у которых одна из основных фаз (кремний) является однородной, у чушки она вся испещрена различными вклю чениями (алюминий + кальций).

Таблица 4. Характеристики фаз чипса Фаза № Характер Элементный состав фаз, ат.% фазы Mg Al Si Ca Fe Cu La Ce Pr Nd Пластины, зёрна по Si 1,2 рядка 10 мкм Изолированные пла - FeSi2 стины толщиной 3,4 0.5 69 порядка 10 мкм Зёрна порядка Mg2Si 6 62 мкм Звездообразные зер 5,7, RECaSi2 2,1 59 14 3 2 6 9 0.8 на порядка 10 мкм 8, Включения сложно MgCaAlS го состава размером 10 12 10 46 10 i3 до 10 мкм Таблица 4. Характеристики фаз чушки Фаза № Характер Элементный состав фаз, ат.% фазы O Mg Al Si Ca Fe Cu La Ce Pr Nd Зёрна порядка Si 4 50…100 мкм - FeSi2 Основа, области порядка 1,2,5 70 мкм Зёрна порядка MgCaSi 6 25 1,0 45 20 0.4 0.3 0. 30…60 мкм Зёрна порядка 7, RECaSi2 2 62 14 2 7 9 0.7 30 мкм Области порядка MgO 3,8 44 52 2.0 0. 100 мкм Ферросилиций в чипсовых образцах более однороден (по форме и размеру) по сравнению с чушковыми. Основным отличием являются неоднородность распределения магния и большее содержание окисленных фаз в чушках по сравнению с чипсами. Основные фазы, выявленные в чушковом модификаторе (рисунок 4.9б,г, таблица 4.7): 4 – кремний;

1,2,5 – ферросилиций;

6 – силико магний + силикокальций;

7,9 – силикокальций с РЗМ;

3,8 – оксид магния.

Исследовали модифицирующие лигатуры ЖНМг5, изготовленные в ви де центробежнолитых отливок из единого базового расплава, химический со став которого представлен в таблице 4.8 [133]. Экспериментальные модифика торы получили, применяя различные условия кристаллизации и модифициро вания расплава поверхностно-активными элементами (таблица 4.8).

Таблица 4.8.

Состав и характеристика опытных отливок Fe-Ni-Mg -модификаторов Модифи- Условия кристаллиза C Si Ni Mg Ce La P Fe катор ции Немодифицированный, М толщина 3 см остальное Модифицированный, М2 2,51 0,3 40,0 4,9 0,54 0,32 0, толщина 3 см Модифицированный, М толщина 0,3 см Опытные лигатуры имеют принципиально отличные по качеству и коли чественным характеристикам отдельных элементов микроструктуры (рисунок 4.10). Лигатура М1 имеет в своей структуре до 2,5% компактного графита не правильной шаровидной формы с отдельными включениями правильной шаро видной формы размерами 0,5…55 мкм. Количество включений графита состав ляет порядка 100 шт./мм2. Распределение количества включений графита по размерам весьма неравномерное, большинство включений имеет малые разме ры. Так, порядка 40% включений имеют размеры до 10 мкм.

а) б) в) г) д) е) Рисунок 4.10. Микроструктура лигатур, 100, не травлено (а,в,д) и матриц лигатур, 500, травлено (б,г,е) [4]: а,б) лигатура М1, в,г) лигатура М2, д,е) лигатура М В структуре лигатур М2 и М3 практически весь углерод находится в свя занном виде, и только небольшая часть (в количестве менее 0,019 масс.% в ли гатуре М2 и в количестве менее 0,016 вес.% в лигатуре 3) находится в виде компактного графита с размерами включений до 9 мкм и 8 мкм, соответственно в лигатуре М2 и лигатуре М3. Причём более 30% включений графита обеих ли гатур имеют размеры менее 1 мкм. Количество включений графита в лигатурах М2 и М3 примерно одинаково и имеет порядок 80 шт./мм2.В лигатуре М3, в от личие от лигатур М1 и М2, дополнительно наблюдается равномерно распреде лённая усадочная пористость.

Фаза, имеющая дендритное строение, занимает порядка половины плос кости шлифа. В немодифицированной лигатуре М1 она наблюдается в виде сплошного каркаса с ярко выраженной дендритной структурой. В лигатуре М2, модифицированной ПАЭ, дендритный каркас исчезает, уступая место изолиро ванным дендритным конгломератам со сглаженной формой поверхности. С ро стом скорости охлаждения в модифицированной лигатуре М3 происходит ин тенсивное измельчение аустенита в 5…6 раз по сравнению с лигатурой М1.

Количественный химический анализ фазового состава матриц лигатур с помощью сканирующего электронного микроскопа JSM-6460 LV выявил, что они состоят, в основном, из 4-х фаз (рисунок 4.11, таблицы 4.9, 4.10). Оценку температур плавления основных фаз проводили с помощью справочника двой ных диаграмм состояния и справочника диаграмм состояния сплавов на основе железа.

Первая фаза представляет собой аустенит с содержанием никеля порядка 40…50% и температурой плавления 1150…1450°С [111].

Вторая фаза в виде коротких изолированных вытянутых прямоугольных пластинчатых включений с максимальным диаметром Фере менее 5 мкм, явля ется тугоплавким фосфидом РЗМ с температурой плавления более 2000°С [113] и присутствует в значительно меньших объёмах. В лигатуре М1 в количестве порядка 1,5*103 шт./мм2 она занимает площадь до 1%. В лигатурах, полученных с применением модифицирования, количество включений второй фазы на по рядок увеличивается. В лигатуре М2 включения в количестве порядка 1, шт./мм2 занимают площадь до 3,5%, в лигатуре М3 – в количестве порядка 1,2104 шт./мм2 занимают площадь до 4%, т.е. её доля увеличивается в 4 раза с одновременным повышением степени дисперсности.

Рисунок 4.11. Изображение микроструктуры для микроанализа. Лигатура М3, не травлено, Третья и четвёртая магнийсодержащие фазы, названные нами «магнид 1» и «магнид 2», представляют собой структуру эвтектического типа. Матрицей эв тектики является фаза 3 (она занимает более 80% всей доли эвтектики) и пред ставляет собой сложное соединение, состоящее из никеля, железа, магния и уг лерода. Возможно, также, что эта фаза представляет собой сложный карбид (Ni,Mg,Fe)3C. Оставшуюся часть эвтектики составляет другая ещё более слож ная содержащая магний фаза 4, которая дополнительно состоит из никеля, фос фора и железа, а также содержит небольшие количества кремния, марганца и углерода. В структуре лигатуры М1 эвтектические колонии располагаются в междуветвиях дендритного скелета и имеют грубую зернистую форму. При модифицировании лигатуры М2 ПАЭ эвтектические колонии имеют классиче скую розеточную форму с тонко организованной пластинчатой структурой. До полнительное глубокое переохлаждение расплава в лигатуре М3 приводит к интенсивному раздроблению эвтектических колоний, однако сохраняются эв тектические области с тонко дифференцированной перистой структурой. Сле дует отметить, что и модифицирование, и глубокое переохлаждение расплава изменяют тип кристаллизации эвтектики с дендритного (лигатура М1) на ячеи стый (лигатура М2 и М3).

Таблица 4. Оценка химического состава и температур плавления фаз лигатур Фаза Тпл, °С C Mg Si P Mn Fe Ni La Ce Pr Nd 1, аустенит 2,8 0,4 61,0 35,8 1150… 2, фосфид 3,3 11,9 3,5 24,2 13,5 34,1 3,0 6,5 3, магнид_1 1120… 7,8 9,4 31,9 50, 4, магнид_2 2,9 15,7 0,8 6,6 0,4 10,7 62, Таблица 4. Количественные характеристики аустенитной фазы лигатур Средний диаметр оси дендритов, Количество Доля площади, мкм сечений занимаемая се дендритов, чениями денд Порядок оси I II III IV шт/мм2 ритов, % дендрита М1 70 25 8 2 1, М2 20 10 1,5 0,7 5, М3 17 4 1,4 0,4 Таким образом, дисперсность всех структурных компонентов матрицы увеличивается в последовательности немодифицированная модифицирован ная с обычным охлаждением модифицированная с высоким охлаждением.

Модифицирование лигатуры поверхностно-активными элементами и достиже ние глубокого переохлаждения способствует повышению твёрдости структур ных компонентов лигатур как за счёт их интенсивного диспергирования, так и за счёт увеличения доли высокотвёрдой карбидной матричной эвтектической фазы.

До получения результатов настоящей работы литые Fe-Ni-Mg модифика торы высокопрочного чугуна с шаровидным графитом, обладающие непре взойдённым преимуществом – высокой плотностью (лиг 6,7 г/см3), превыша ющей плотность расплава чугуна (чуг ~ 6 г/см3), позволяющей их применять наиболее простым и дешёвым ковшовым способом без дополнительных при способлений и расходных материалов, не нашли широкого применения в ли тейном производстве из-за плохой дробимости. Поэтому важной задачей мате риаловедения являлось уменьшение ударной вязкости литых Fe-Ni-Mg моди фикаторов [137]. В настоящей работе эта задача была решена с помощью мо дифицирования лигатурного расплава ПАЭ.

Сравнение уровня дробимости опытных модифицированных и немодифи цированных лигатур определяли по их ударной вязкости, определяемой на об разцах без надреза размером 101055 мм по ГОСТ 9454-78. Лигатура М2, из готовленная с применением модифицирования расплава ПАЭ, имеет ударную вязкость в 2 раза меньше, чем лигатура, изготовленная по обычной технологии, что значительно улучшает её дробимость. Такое поведение ударной вязкости хорошо согласуется с результатами исследования строения лигатур. А именно, немодифицированная лигатура, имеющая в своей основе сплошной прочный и вязкий аустенитный каркас, обладает большей ударной вязкостью, нежели мо дифицированная лигатура, имеющая эвтектическую матрицу из твёрдой кар бидной фазы, в которой находятся изолированные дендриты аустенита. Таким образом, применение при выплавке лигатур модифицирования их расплава ПАЭ решает чрезвычайно важную производственную и научно-практическую проблему – расширение области применения литых Fe-Ni-Mg лигатур при мо дифицирующей ковшевой обработке малых объёмов расплава за счёт возмож ности получения более мелких фракций лигатур и снижения энергоёмкости их дробления.

Исследовали различия фазового состава основных и примесных фаз в наиболее часто применяемых магнийсодержащих сфероидизирующих модифи каторах на Fe-Si основе, соответствующих требованиям марки ФСМг5 ТУ 14-5 134-86 «Модификаторы комплексные» [225], но полученных разными техноло гиями изготовления. Для исследований были отобраны готовые к употребле нию промышленные дроблёные фракционированные (размер частиц от 1 до мм) модификаторы трёх разных производителей в количестве по 10 кг каждого материала. Пробы для проведения КХА были отобраны от модификаторов ме тодом квартования. Фактический средний состав модификаторов представлен в таблице 4.11.

Таблица 4. Фактический средний состав модификаторов Массовая доля, % Модификатор РЗМ Mg Ca Si Al Модификатор 1 5,5 0,4 0,3 47,1 0, Модификатор 2 5,9 0,5 0,6 52,4 1, Модификатор 3 6,1 1,0 0,9 52,8 1, Для исследования внутренней окисленности лигатур использовали метод растровой электронной микроскопии и рентгеновского флюоресцентного коли чественного микроанализа. Исследования проводили с помощью установки JSM-6460 LV ф. JEOL (Япония). Целью было найти в образцах модификаторов фазы, содержащие кислород, исследовать их состав, морфологию и геометри ческие размеры, а также определить характер распределения этих фаз в объёме образцов. Учитывая, что оксидные фазы должны ослаблять материал лигатур, и поэтому по ним должна проходить поверхность разрушения, исследованиям подвергали поверхности изломов модификаторов. Чтобы исключить окисли тельное влияние атмосферы воздуха на поверхность товарных частичек моди фикаторов, для исследований изготавливали свежие изломы лигатур непосред ственно перед загрузкой в вакуумную камеру микроскопа. Ниже на рисунках 4.12-4.20 и таблицах 4.12-4.15 представлены некоторые результаты обследова ния образцов, а именно – изображения микроструктуры окисленных и неокис ленных фаз активных модифицирующих элементов Mg, Ca, La, Al, Si и спек тров интенсивностей их рентгеновских излучений, а также результаты количе ственной приборной оценки содержания элементов в атомных процентах.

Исследования показали, что модификатор 1 практически не содержит кис лорода, и содержит самое маленькое количество (единичные включения) окси дных фаз (рисунок 4.12б). Для того, чтобы отыскать несколько включений, со держащих кислород, потребовалось обследовать более 10 полей зрения при увеличении 400 размером ~ 0,1 мм2) т.е. количество включений 1/мм3.

Большинство включений, выглядевших как оксидные, оказывались обломками магнийсодержащих фаз, не содержащих кислород (рисунок 4.12а). Оксиды представлены, в-основном, Al2O3 в сочетании с небольшим количеством CaO размерами порядка 1-3 мкм.

Излом первой лигатуры при увеличении 100 имеет слоистую структуру основы с чёткими чередующимися фазами толщиной пластин до 80 мкм (рису нок 4.13).

В модификаторах 2 оксидные фазы обнаруживались в среднем в каждом третьем поле зрения при увеличении 400. При этом фаз, идентифицируемых как чисто оксидные, наблюдалось относительно немного (рисунок 4.14б, таб лица 4.13). Чаще наблюдаемые кислородсодержащие фазы либо имели слегка окисленные поверхности, либо содержали отдельные очень мелкие включения оксидов (рисунок 4.14а), которые не распознавались как отдельные фазы даже при увеличениях 1000 и 3000.

Фаза, содержащая Mg,Al,Si,Ca,La, Спектр а) Фаза, содер жащая Al2O3 и CaO, Спектр Фаза, содержащая Mg2Si, следы Al2O3, Спектр б) Рисунок 4.12. Микроструктура излома Модификатора 1, Таблица 4. Результаты микроанализа фаз, обозначенных на рисунке 4. O Mg Al Si Ca Fe La Спектр 1 - 42.15 3.45 46.47 4.64 2.84 0. Спектр 2 10.06 48.50 3.56 30.98 0.23 6.67 Спектр 3 67.53 1.28 20.26 0.65 5.60 4.69 Рисунок 4.13. Микроструктура излома Модификатора 1, Оксиды в модификаторе 2 представлены практически только оксидами алюминия Al2O3 в виде характерных гексагональных пластинок толщиной по рядка 1 мкм и диаметром до 5 мкм (рисунок 4.15) скоплениями диаметром об ластей ~ 80 мкм, т.е. 106 шт./мм3, что соответствует содержанию ~ 0,5% кис лорода в модификаторе. Оксидные включения Al2O3 иногда встречаются в со четании с MgO, К2O, Na2O и CaO, в виде отдельных пластин, а также их скоп лений.

Вторая лигатура также имеет слоистую структуру основы (рисунок 4.16), но уже с нечётко выраженными раздробленными пластинами чередующихся и взаимопроникающих фаз толщинами до 120 мкм.

Фаза, Спектр а) Фаза, Al2O3, Спектр б) Рисунок 4.14. Микроструктура излома Модификатора 2, Таблица 4. Результаты микроанализа областей, обозначенных на рисунке 4. O Na Mg Al Si K Ca Mn Fe Спектр 1 5.5 33.3 1.3 36.4 0.3 23. Спектр 2 61.5 2.6 2.4 26.6 4.0 0.2 0.5 2. Рисунок 4.15. Микроструктура излома Модификатора 2, Рисунок 4.16. Микроструктура излома Модификатора 2, В модификаторах 3 окисленные фазы обнаруживались в каждом поле зре 4,5 мм2), по количеству включений – ния при увеличении 1000 (размером гораздо чаще, чем в обоих предыдущих вариантах рассматриваемых модифи каторов (рисунки 4.17 – 4.19). При этом оксидные фазы представляли собой, в основном, равномерно распределённые оксиды MgO размерами ~ 100… нм скоплениями диаметром области менее 10 мкм в количестве ~ 10 7 шт./мм3, а также скопления диаметром области до 100 мкм в общем количестве ~ шт./мм3, что соответствует содержанию ~ 2,0% кислорода в модификаторе.

Кроме того, в модификаторе 3 встречаются отдельные относительно крупные оксиды диаметром до 40 мкм, по составу имеющие различные сочетания MgO, SiO2, Al2O3 и CaO (таблица 4.14). Характеристики оксидных фаз модификато ров в обобщённом виде представлены в таблице 4.15.

Третья лигатура имеет чётко очерченные и ориентированные чередующие ся пластины основы толщинами до 25 мкм шириной 100 мкм и длиной не сколько сотен мкм (рисунки 4.19,20).

Таблица 4. Результаты микроанализа областей, обозначенных на рисунке 4. O Mg Al Si Ca Mn Fe Спектр 1 30.3 8.9 0.5 42.1 - 0.3 18. Спектр 2 50.5 35.0 0.8 12.8 0.4 - 0. Несмотря на наблюдаемые различия в характеристиках, все оксидные фа зы, обнаруживаемые в исследуемых модификаторах, могут быть либо самосто ятельными, либо в сочетании с дополнительными оксидами MgO, образующи мися во время модифицирующей обработки, центрами кристаллизации графита модифицируемых чугунов [220].

Таблица 4. Характеристики оксидных фаз в модификаторах ФСМг5 ТУ 14-5-134-86 раз личных производителей Распределение, количество Размеры Виды оксидов Очень редкие включения Округлые включения Al2O3, содержа одифМ размерами 1-3 мкм, щие до 10% СаО и до 2% MgO ~ 1 шт./мм Скопления диаметром об- Гексагональные пласти- Al2O3, иногда в Модиф ластей ~ 80 мкм ны толщиной 1 мкм, сочетании с MgO диаметром 5 мкм, КO, NaO и CaO ~ 106 шт./мм Равномерное по всей по- Округлые включения. Подавляющее верхности излома рыхлых Преобладающий размер большинство – скоплений диаметром ме- 1-5 мкм, максималь- MgO, единичные Модификатор нее 10 мкм, редко – до 100 ные размеры до 5 мкм. включения мкм. MgOSiO2, ино ~ 109 шт./мм3.

Полосчатые скопления в гда в сочетании с микротрещинах у литой Al2O3 и CaO поверхности.

Область, содержа щая MgО, Спектр а) Область, содер жащая MgО, Спектр б) Рисунок 4.17. Микроструктура излома Модификатора 3, Скопле ния окси дов MgО а) б) Рисунок 4.18. Микроструктура излома Модификатора 3, а) 3000, б) Скопле ние окси дов MgО Многоком понентные Оксиды а) б) Рисунок 4.19. Микроструктура излома Модификатора 3:

а) 200, б) а) б) Рисунок 4.20. Микроструктура микрошлифа Модификатора 3:

а) 100, вдоль, б) 400, перпендикулярно поверхности чипса 4. 3. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ РАСПЛАВОВ МОДИФИКАТОРОВ 4.3.1. Структурообразование расплавов сфероидизирующих модификато ров на Fe-Si основе Структурное состояние расплавов на Fe-Si основе изучается уже достаточ но давно. Наиболее полно среди них изучена двойная система Fe-Si [44]. При этом однозначно показано, что их образование из компонентов сопровождается большим тепловыделением, максимальным вблизи эквиатомного состава, от клонения от закона Рауля резко отрицательны, активности железа и кремния при XFe = XSi = 0,5 не превышают 0,1. Всё это свидетельствует о том, что в этих расплавах взаимодействие разнородных атомов значительно выше, чем одно родных. Исследования политерм электросопротивления расплавов свидетель ствуют о наличии в жидких сплавах железа с кремнием, кроме металлического, также и направленного ковалентного взаимодействия, т.е. весьма существенной гетеродесмичности межатомных связей в них [44]. Исследования вязкости Fe-Si расплавов указывают на то, что при добавлении даже небольшого количества кремния к жидкому железу в расплаве формируются (Fe-Si)-ЭСР, состоящие из атомов железа и кремния, связи между которыми носят в значительной мере направленный характер. Вследствие этого возникают межкластерные разупоря доченные ЭСР с ослабленными взаимодействиями, в результате чего вязкость расплава понижается. Анализ закономерности изменения вязкости Fe-Si рас плавов во всём интервале концентраций позволил авторам [44] сделать предпо ложение, что процесс вязкого течения осуществляется в основном «избыточ ными» атомами железа или кремния (в зависимости от концентрации), не вхо дящими в состав (Fe-Si)-ЭСР.

При этом элементарный акт вязкого течения не сопровождается разрушением связей (Fe-Si)-ЭСР, энтропии в которых малы, и которые ведут себя как самостоятельные единицы вязкого течения, но вслед ствие больших размеров принимают в нём меньшее участие. Такой характер поведения Fe-Si расплавов сохраняется при достаточно высоких температурах перегрева. Специальными исследованиями [44] было установлено, что значения вязкости и энергии активации вязкого течения промышленных образцов ферро силиция, являющихся более сложными по микросоставу, существенно ниже со ответствующих характеристик чистых модельных сплавов, что объясняется их более высокой микронеоднородностью. Причём ЭСР, присутствующие в про мышленных расплавах, остаются очень устойчивыми во всём исследованном интервале температур. Исследования структурно чувствительных характери стик модельных многокомпонентных кремнийсодержащих расплавов показало, что характер их поведения аналогичен бинарным системам Ме-Si, но при более низких значениях характеристик, что объясняется их большей микронеодно родностью.

Приведённые выше закономерности структурообразования кремнийсо держащих расплавов получены для равновесных (установившихся) состояний.

При этом отмечается, что структурообразование и в модельных, и, особенно, в промышленных расплавах происходит достаточно медленно и с большими энергетическими затратами. Учитывая вышесказанное, было сделано предпо ложение, что структурообразование промышленных сфероидизирующих Fe-Si Mg модификаторов также имеет сложные закономерности, знание которых мо жет быть использовано для конструирования их строения в твёрдом состоянии и разработки технологий как их изготовления, так и их применения.

Исследовали влияние микроструктуры и фазового состава модифицирую щей лигатуры ФСМг6 (таблицы 4.4 – 4.7, рисунки 4.8,9) на протекание процес сов структурообразования полученных из них расплавов [156]. На рисунках 4.21 – 4.23 представлены результаты измерений логарифмического декремента затухания методом крутильных колебаний стаканчика с расплавом чипсовой лигатуры, на рисунках 4.24,25 – логарифмического декремента и кинематиче ской вязкости расплава чушковой лигатуры.

Логарифмический декремент 300 0 0,00 50,00 100,00 150,00 200, Время, мин Температура Логарифмический декремент а) 500 Логарифмический декремент 300 0 181,00 183,00 185,00 187,00 189,00 191,00 193, Время, мин Температура Логарифмический декремент Рисунок 4.21. Поведение вязкости расплава ФСМг6 чипс:

а) весь эксперимент, б) выдержка при температурах 1600°С и 1700°С Логарифмический декремент 300 0 5,00 10,00 15,00 20,00 25, Время, мин "Температура" Логарифмический декремент Рисунок 4.22. Поведение вязкости расплава ФСМг6 чипс:

быстрый нагрев и выдержка при Т 1650°С, 1700°С и 1750°С Во всём исследованном диапазоне термо-временных условий наблюдается необычное поведение характеристик вязкости – с ростом температуры они уве личиваются, а при охлаждении либо уменьшаются, либо сохраняются примерно на одном уровне. Такие закономерности свидетельствуют о том, что расплавы лигатур ФСМг являются сильновязкими и, вообще говоря, их характеристики вязкости должны определяться по методикам для сильновязких жидкостей [247]. Однако по полученным результатам измерений можно сделать каче ственные и некоторые количественные выводы.

Прежде всего, это то, что у модификаторов типа ФСМг одного состава с разной исходной структурой в твёрдом состоянии поведения вязкости распла вов сильно отличаются. При достаточно длительной термо-временной обработ ке в течение более полутора часов и перегреве выше 1700°C мелкокристалличе ский чипсовый модификатор сохраняет связь со своим исходным состоянием до более высоких температур (рисунки 4.23,25).

Температура Логарифмический декремент 300 0 0 50 100 150 Время, мин Температура Логарифмический декремент а) Логарифмический декремент 1150 1250 1350 1450 1550 1650 Температура, °С НАГРЕВ ОХЛАЖДЕНИЕ б) Рисунок 4.23. ФСМг6 чипс: а) логарифмический декремент при ступенчатом нагреве и охлаждении, б) политермы декремента 400, Логарифмический декремент 350, Температура 300, 250, 200,0 150,0 100,0 50,0 0,0 0,0 20,0 40,0 60,0 80,0 100,0 120,0 140, Температура Логарифмический декремент а) 550,0 Логарифмический декремент 500, Температура 450, 400,0 350, 300, 250, 200, 150,0 75,0 80,0 85,0 90,0 95,0 100,0105,0110,0115,0120,0125,0130, Температура Логарифмический декремент б) Рисунок 4.24. Поведение вязкости расплава ФСМг6 чушка:

а) весь эксперимент, б) выдержка при температурах 1500°C – 1700°C Кинематическая вязкость, 10-7 м2/с Температура, С 10 2 0 0 20 40 60 80 100 120 Время, мин Температура Вязкость а) Кинематическая вязкость, 10-7, м2/с 1150 1250 1350 1450 1550 1650 Температура, °С НАГРЕВ ОХЛАЖДЕНИЕ б) Рисунок 4.25. ФСМг6 чушка: а) логарифмический декремент при ступенчатом нагреве и охлаждении, б) политермы декремента Политермы нагрева и охлаждения чипсового модификатора (рисунок 4.23,б) соединяются только в самой высокой температуре эксперимента поряд ка 1700°С. Политермы нагрева и охлаждения крупнокристаллического чушко вого модификатора совпадают, начиная от температуры порядка 1500°С (рису нок 4.25,б). При охлаждении политерма декремента чипсового модификатора оказывается более сильно отличающейся от политермы нагрева, что свидетель ствует о большей потере связи с исходной структурой, чем у чушкового моди фикатора. По всей видимости, более «рыхлые», со слабыми размытыми внеш ними границами, большим количеством малоугловых внутренних границ, ис пещрённые различными избыточными фазами структуры дисилицида железа и кремния крупнокристаллических чушковых лигатур быстрее распадаются на более мелкие структурные составляющие, чем плотные кристаллы с чёткими границами дисилицида железа и кремния мелкокристаллического чипсового модификатора (глава 4.2).

Относительно медленный нагрев расплава мелкокристаллического ФСМг сопровождается его плавной перестройкой, что доказывается небольшими раз бросами характеристик вязкости при изотермических выдержках (рисунки 4.21,23). В то время как быстрый нагрев до температур существенной струк турной перестройки порядка 1750°C приводит к существенному повышению активности процесса структурообразования с резким увеличением разброса ха рактеристик вязкости (рисунок 4.22).

Результаты исследования структурообразования расплавов ФСМг одного состава, имеющих различную исходную микроструктуру, подтверждают пред положение о том, что при вводе в чугунные литейные расплавы мелкокристал лические лигатуры при температурах модифицирования – ниже 1500°C – будут дольше сохранять свои относительно тугоплавкие микроструктурные состав ляющие кремния и дисилицида железа, обеспечивая таким образом повышение времени живучести модифицирующего графитизирующего и ферритизирующе го эффекта.

4.3.2. Структурообразование расплавов сфероидизирующих модификато ров на Fe-Ni основе Исследовали процессы структурообразования расплавов сфероидизирую щих Fe-Ni-Mg-модификаторов, полученных из единого базового расплава и имеющих различные микросостав и микроструктуру [163, 164]. Модификаторы в виде отливок втулок наружным диаметром 250 мм и толщиной стенки 30 мм изготавливались центробежным способом. Химический состав базового рас плава лигатур представлен в таблице 4.8. Расплав нагревался до температуры 1300°С, а затем разливался двумя способами – без модифицирования М1 и с модифицирующей обработкой его в ковше поверхностно-активными элемента ми (ПАЭ) М2 (глава 4.2). Опытные модификаторы, полученные различным способом из одного базового расплава, имели принципиально отличные по ка честву и количественным характеристикам микроструктуры. Различие в микро структуре модификаторов проявилось в их механических свойствах, в частно сти – микротвёрдость элементов микроструктуры М2 превосходила микротвёр дость соответствующих элементов микроструктуры М1 в среднем на 10…20 %, а ударная вязкость М1 превосходила ударную вязкость М2 в среднем в 2 раза.

Таким образом, в твёрдом состоянии выявлены различия в микроструктуре и механических свойствах, свидетельствующие о наличии различия внешних и внутренних связей между структурными элементами опытных модификаторов, по крайней мере, по количественным показателям. Предположили, что такое различие связей может привести к различиям структурообразования расплавов модификаторов при их расплавлении, особенно при перегревах в течение минут до температур не более 1400°C, соответствующих условиям применения модификаторов.

Закономерности структурообразования расплавов изучали методом иссле дования их кинематической вязкости при термовременной обработке. Для ис следований вязкости с внешнего края из тела отливок лигатур вытачивались цилиндрические образцы диаметром 13 мм и высотой 23 мм. Измерение вязко сти расплавов образцов лигатур осуществляли методом крутильных колебаний в варианте Швидковского. Расплавление, нагрев и охлаждение исследуемых образцов осуществлялось в индивидуальных тиглях из оксида бериллия. Во время эксперимента система с тиглем и нагревателем вакуумировалась для уда ления воздуха, а затем заполнялась гелием. Нагрев и охлаждение расплава осу ществлялись в атмосфере гелия при небольшом избытке давления относительно атмосферного. Измерения вязкости начинали при достижении температуры в системе порядка 1200°С. Измерения вязкости проводили каждые 2 минуты. Из менение температуры осуществляли с шагом 30°С. При каждой заданной тем пературе проводили не менее 10 измерений (в течение не менее 20 минут), ре жимы нагрева и охлаждения во всех опытах поддерживали примерно одинако выми. Примеры результатов всех измерений, выполненных при нагреве и охлаждении расплавов в ходе одного опыта для модификаторов М1 и М2, пред ставлены в графическом виде на рисунке 4.26. По оси категорий на графиках отложены условные единицы времени (порядковые номера измерений). По ос новной оси значений отложены результаты измерений кинематических вязко стей расплавов, по вспомогательной оси значений отложены результаты изме рений температуры системы. Погрешность результатов измерений визуально на графиках обозначена размерами (диаметрами) кружков, являющихся точками графика. На рисунке 4.27 представлены политермы вязкости нагрева и охла ждения расплавов для указанных на рисунке 4.26 примеров, построенные по результатам экстраполяции на бесконечность линий тренда изотермических вязкостей.

Как видно из рисунков, расплавы обоих модификаторов в условиях экс периментов являются неравновесными, так как имеют нестабильность вязкости во время выдержки при постоянных температурах и несовпадение значений вязкости, полученных в ходе нагрева и охлаждения. При этом поведение рас плавов М1 и М2 практически в одинаковых условиях нагрева и охлаждения оказалось различным, то есть зависящим от исходной микроструктуры при одинаковом химическом составе.

14,0 13, Вязкость, 10-7 м2/с 12, Температура, С 11, 10,0 9, 8, 7,0 0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200 220 Номер измерения Вязкость Температура а) 14,0 13, Вязкость, 10-7 м2/с 12, Температура, С 11, 10,0 9, 8, 7,0 0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200 220 Номер измерения Вязкость Температура б) Рисунок 4.26. Поведение вязкости расплавов модификаторов ЖНМг5:

а) немодифицированного М1, б) модифицированного М Прежде всего, расплав модифицированного ПАЭ модификатора в состоя ние равновесия приходит значительно быстрее, чем не модифицированного.

Кроме того, в исследованных режимах опыта 348 политермы нагрева и охла ждения расплава М2 имеют гистерезис в области температур 1400…1500°С.

Обнаруженная в опыте 348 аномалия подобна наблюдавшимся ранее у Fe-Ni сплавов авторами [16]. Отличие состоит лишь в том, что её положение соответ ствует более низким температурам. В некоторых опытах с модифицированной лигатурой в исследованных режимах (выдержка при постоянной температуре в течение порядка 20 минут) аномалии, аналогичной той, которая наблюдалась в опыте 348, вообще не наблюдалось.

Кинематическая вязкость, 10-7 м2/с 1150 1200 1250 1300 1350 1400 1450 1500 1550 1600 Температура, С Нагрев 348 Нагрев 346 Охлаждение Расплав 348 Охлаждение 348 Расплав Рисунок 4.27. Политермы вязкости расплавов модификаторов, выдержанных при постоянных температурах порядка 20 мин:

346 – немодифицированного М1, 348 – модифицированного М При всех не аномальных температурах с ростом температуры и при изо термической выдержке вязкость расплава М2 уменьшается. При этом политер мы нагрева и охлаждения совпадают, что свидетельствует о том, что расплав достаточно быстро приходит в состояние равновесия. Такое поведение вязкости расплава до температур аномалии можно объяснить тем, что вязкое течение осуществляется преимущественно расплавами, унаследованными от легкоплав ких магнийсодержащих твёрдых фаз 3 и 4 (таблица 4.8). Остальные фазы твёр дого модификатора, переходя в расплав в виде относительно небольших ЭСР с относительно прочными внутренними связями, практически не претерпеваю щие изменения, не вносят большого вклада в вязкое течение.

В области аномалии вязкость с ростом температуры в достаточно широком диапазоне температур практически не меняется, а затем падает до значений, ко торые хорошо ложатся на линию экспоненциального тренда политермы вязко сти, не учитывающей аномальные значения. Одновременно с тем, в области аномалии, как и при других температурах изотермической выдержки, вязкость уменьшается. Это свидетельствует об одновременном протекании нескольких процессов [16]. При поступлении энергии в систему возрастает интенсивность теплового движения частиц расплава фаз 3 и 4, что приводит к снижению вяз кости. В то же время, при температурах порядка 1400°С, начинаются процессы распада атомных комплексов аустенита и графита. Высвобождающиеся при этом внутренние связи начинают участвовать во взаимодействии более мелких мигрирующих структурных единиц расплава. Общая энергия взаимодействия структурных частиц увеличивается, что приводит к повышению вязкости рас плава. Наблюдающаяся структурная перестройка расплава модифицированно го ПАЭ модификатора происходит относительно быстро в течение ~ 10 минут.

Последующий нагрев и структурная перестройка приводят к дальнейшему ослабеванию связей, уменьшению вязкости и образованию и всплыванию газо вых пузырьков, по всей видимости, магния (рисунок 4.26,б). Значительное уменьшение температуры расплава (на 50°С) от температуры начала образова ния газовых пузырьков в ходе эксперимента 348 не привело к прекращению процесса газообразования. Кроме того, во время изотермической выдержки при температуре 1500°С наблюдается максимальный разброс значений вязкости, отличающихся на десятки относительных процентов. Эта закономерность объ ясняется активным протеканием перестройки расплава. Наблюдаемые значения вязкости, значительно превышающей даже значения вязкости при более низких температурах расплава, как во время нагрева, так и во время охлаждения, сви детельствуют об образовании кратковременных диссипативных структур в рас плаве, затрудняющих вязкое течение. Возможно, это связано с образованием неустойчивых многоатомных перколяционных кластеров с участием атомов Fe, Ni, C, сшитых ПАЭ, из которых в последствии образуются меньшие по разме рам, но более устойчивые с более сильными внутренними связями атомные группировки. Тогда образование пузырьков магния в начале охлаждения при рассматриваемой изотермической выдержке, сопровождающееся уменьшением вязкого течения, связано с уменьшением растворимости магния в расплаве но вого качества, приобретённого за счёт его перегрева.

Расплав М1 в условиях эксперимента ведёт себя как гораздо более нерав новесный, чем расплав М2. Совпадение ветвей нагрева и охлаждения политер мы вязкости М1 происходит только в узкой области низких температур порядка 1300°C (рисунок 6.2). При этом вязкость расплава М1 превышает вязкость рас плава М2 примерно на 10%. Политерма охлаждения М1 ниже температуры 1300°C проходит параллельно аналогичной политерме М2 со смещением при мерно на 10% в сторону верхних значений вязкости. Такое расположение поли терм не является погрешностью эксперимента (разница в значениях вязкости политерм превосходит на порядок погрешность измерений). Более высокая вяз кость расплава М1 по сравнению с вязкостью расплава М2 при нагреве вплоть до температур структурной перестройки выше 1400°С связана с наследствен ным отличием структурных элементов расплава. Наблюдающийся при металло графических исследованиях твёрдых образцов М1 сплошной аустенитный кар кас, по всей видимости, при плавлении и последующем нагреве разрушается медленно, и его структурные элементы заметно тормозят вязкое течение рас плава. В то же время, разложение ЭСР, унаследованных от аустенита и графита модификатора М1, начинается при несколько меньших температурах, чем у модификатора М2 и протекает также достаточно быстро.

При охлаждении расплава М1, в отличие от М2, практически с самого начала наблюдается отставание политермы охлаждения от политермы нагрева.

Объясняется это, по всей видимости, отсутствием ПАЭ в расплаве М1, в отли чие от расплава М2, которые не мешают образованию новых изолированных структурных единиц расплава с сильными внутренними связями. Извлечение таким образом из расплава избыточных связей, перестающих участвовать в вязком течении, несмотря на уменьшение интенсивности теплового движения частиц при сбросе энергии из системы, не приводит к увеличению его вязкости и препятствует образованию магниевых пузырьков (рисунок 4.26,а).

Дальнейшее охлаждение расплава ниже температур 1350°С приводит к резкой перестройке структуры расплава М2. По всей видимости, начиная с этой температуры, изолированные и до этого практически не участвующие в вязком течении ЭСР, унаследованные от аустенита, достигнув определённых размеров, начинают вносить в него заметный вклад. При этом вязкость расплава скачко образно увеличивается.

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ Анализ практики изготовления модифицирующих лигатур (глава 1) пока зал, что основными технико-экономическими целями их производства являют ся повышение степени извлечения активных элементов и снижение материаль ных и энергетических затрат, которые достигаются выплавкой и разливкой больших объёмов расплава и активным использованием в шихте различных дешёвых материалов и способов приготовления и разливки расплавов. Была выдвинута гипотеза о том, что, в соответствии с ЯСН такая ситуация должна приводить к макро и микронеоднородности чушек и различной структурной наследственности литых модификаторов высокопрочных чугунов. Эту гипотезу подтвердили проведённые в настоящей работе комплексные исследования с применением электронной микроскопии, микрорентгеноспектрального и рент геноструктурного фазового анализа лигатур типа силикокальция, силикострон ция, силикобария, ферро-силикостронция с цирконием, железо-кремний-магния и железо-никель-магния.

Металлографические исследования макроструктуры показали, что все ис следованные модификаторы-лигатуры представляют собой дисперсные систе мы и имеют сложную гетерогенную структуру. Тонкие исследования микро структуры и фазовых составов модификаторов выявили, что даже для одной марки, то есть одного химического состава, в них встречаются существенные различия количества, составов и морфологии основных и примесных фаз.

Выявленные в результате исследований фазы основных графитизирующих модификаторов за исключением оксидов и сульфидов в обобщённом виде представлены в таблице 4.16. Выявленные в результате исследований фазы ос новных сфероидизирующих модификаторов в обобщённом виде представлены в таблице 4.17. Выявленные фазы условно разделены на тугоплавкие с темпера турой плавления более 1300 °С – минимальной температурой, обычно применя емой для разливки чугуна и, соответственно, нетугоплавкие.

Таблица 4. Характеристики выявленных фаз матрицы графитизирующих модификаторов Фаза Тпл, °С Характер плавления Характеристики фаз Тугоплавкие 1414 Конгруэнтно Основа сплавов, пластины тол Si щиной ~ 150 мкм, отдельные глобулярные включения от 1 мкм до 20 мкм - FeSi2 1220 Инконгруэнтно FeSi Пластины толщиной до10 мкм (1410, конгр) 2215 Перитектика Si4Zr3 Пластины толщиной до 5 мкм Si2Zr (2250, конгр) 1620 Перитектика SiZr Пластины толщиной до 5 мкм Si2Zr (перитектика 2210) Si4Zr3 (2250, конгр) CaC2 2160 1500 Конгруэнтно Гранулы размером 15 мкм SiFeTiZr Нетугоплавкие Si2Сa 1245 Конгруэнтно Основа 1000 Конгруэнтно Отдельные редкие включения SiCa размером до 10 мкм 1180 Конгруэнтно Si2Ba 1000- Конгруэнтно BaCaSi Зёрна размерами порядка мкм 800 Перитектика BaAl Ba3Al2Si (1104, конгр) + … BaSi (1180, конгр) 1140 Конгруэнтно Пластины от 10 до 50 мкм SiSr 1150 Конгруэнтно Пластины от 10 до 50 мкм Si2Sr 1150 Конгруэнтно Размеры включений до 10 мкм SiMgSr 1079 Конгруэнтно Al2Ca Таблица 4.


Характеристики выявленных фаз матрицы сфероидизирующих модификаторов Фаза Тпл, °С Характер плавления Характеристики фаз Тугоплавкие -FeNi-C 1150- Инконгруэнтно Основа: дендриты диаметром до 1450 -FeNi (~1450) мкм, эвтектические пластины тол щиной менее 1 мкм 1600 Конгруэнтно Зёрна порядка 10 мкм RESi 1600 Конгруэнтно Звездообразные зёрна порядка RECaSi мкм С ШГф4,5 диаметром до 55 мкм 2000 ~ 3000 Конгруэнтно Зёрна менее 5 мкм RE-P 1414 Конгруэнтно Основа в виде пластин и отдельные Si включения до 10 и до 100 мкм - FeSi2 1220 Инконгруэнтно Отдельные чёткие пластины толщи FeSi (1410, конгр) ной 15…120 мкм, и основа в виде зёрен до 1000 мкм Нетугоплавкие 1150 Основа MgNiFeC 1085 Конгруэнтно Зёрна от 5 до 100 мкм Mg2Si Зёрна от 5 до 100 мкм MgCаSi 1180 Конгруэнтно BaSi 1000- Конгруэнтно BaCaSi Зёрна размерами порядка 100 мкм 800 Перитектика Ba3Al2Si BaAl4 (1104, конгр) + … BaSi2 (1180, конгр) 714 Конгруэнтно Ликват Mg2Ca Включения сложного состава разме CaAl2Si ром до 10 мкм MgCaAlSi Тугоплавкие фазы модификаторов при взаимодействии с чугунным рас плавом могут создавать в нём квазикристаллические, а нетугоплавкие, соответ ственно, – антикристаллические [234] ЭСР с соответствующим влиянием на структурночувствительные характеристики, количество центров кристаллиза ции, скорость кристаллизации и морфологию кристаллизующихся фаз чугуна.

Экспериментальные исследования вязкости расплавов сфероидизирующих модификаторов систем Fe-Si-Mg и Fe-Ni-Mg одного химического состава, об ладающих разной исходной микроструктурой, обнаружившие их аномальное поведение при нагреве и охлаждении, подтверждают положения квазихимиче ской и квазиполикристаллической моделей микронеоднородного строения ме таллических расплавов. Во время плавления и перегрева модификаторов рас плавами наследуются структурные составляющие твёрдого состояния, при всех исследованных температурах наблюдается протяжённая во времени структур ная перестройка расплавов, сопровождающаяся изменением их вязкости и пе рераспределением внутренних химических связей.

Расплавы «обычного» Fe-Ni-Mg-модификатора, а также всех исследован ных Fe-Si-Mg-модификаторов имеют ярко выраженный гистерезис политерм вязкости нагрева и охлаждения. Модифицирование Fe-Ni-Mg-модификатора поверхностно-активными элементами приводит к резкому уменьшению време ни изотермической релаксации его расплава. Полученные в условиях экспери ментов политермы вязкости нагрева и охлаждения расплава модифицированно го модификатора при большинстве температур совпадают и имеют небольшой гистерезис в области температур 1400…1500 °С. Выявленная аномалия подобна аномалиям, наблюдавшимся ранее у Fe-Ni сплавов [16].

Результаты исследования структурообразования расплавов ФСМг модификаторов одного состава, имеющих различную микроструктуру, объяс няют выявленные при исследовании их модифицирующей способности зако номерности повышения графитизирующего и ферритизирующего эффектов тем, что при вводе в чугунные литейные расплавы мелкокристаллические лига туры при температурах модифицирования ниже 1500 °С дольше сохраняют свои относительно тугоплавкие микроструктурные составляющие кремния и дисилицида железа.

Результаты исследования структурообразования расплавов ЖНМг модификаторов одного состава, имеющих различную микроструктуру, объяс няют выявленные при исследовании их модифицирующей способности зако номерности графитизирующего и аустенитизирующего (перлитизирующего) эффектов тем, что при вводе в чугунные литейные расплавы в условиях приме нения модификаторов последним наследуются от аустенита и шаровидного графита модификаторов различные по устойчивости ЭСР, которые управляют кристаллизацией аустенита и графита чугуна.

ГЛАВА 5. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ РАСПЛАВОВ ЧУГУНОВ В ТЕРМОВРЕМЕННЫХ УСЛОВИЯХ, ПРИБЛИЖЁННЫХ К УСЛОВИЯМ ЛИТЕЙНОГО ПРОИЗВОДСТВА 5.1. СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ МОДЕЛЬНЫХ РАСПЛАВОВ СИНТЕТИЧЕСКИХ ЧУГУНОВ Как отмечалось ранее, современное чугунолитейное производство харак теризуется резким увеличением доли синтетических чугунов и уменьшением использования в шихте первичных чушковых передельных и литейных чугунов [68]. Поэтому в работе исследовали структурообразование модельных распла вов, полученных из 100% синтетических чугунов с пластинчатым и шаровид ным графитом. Для этого в лабораторных условиях ООО «НЭК им. Э.Н. Кор ниенко» выплавили в индукционной печи ИСТ-0,4 синтетический чугун на обычно применяемой 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 и определения химического состава рас плава провели десульфурацию лигатурой ФСМг5 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 1430C и отобрали пробу на количественный химический анализ. Химический состав расплава до десульфурации и перед разливкой представлен в таблице 5.1.

Серый синтетический чугун с пластинчатым графитом для исследований получали заливкой 40-кг ковшом стандартных клиньев U-образной формы типа IIа по ГОСТ 24648 чугуном, модифицированным только ферросилицием ФС в количестве 0,5%.

Высокопрочный синтетический чугун с шаровидным графитом для ис следований получали заливкой 40-кг ковшом клиновых проб (эскиз клиновой пробы – на рисунке 2.3) чугуном, модифицированным лигатурой ЖНМг 5/20ЦМ ТУ 17325-001-12981753-2011(Приложение 5)[230] расходом 1,0% в со четании с графитизирующей обработкой ФС75 в количестве 0,5%.

Разливку проводили при температуре на выпуске 1400 – 1420C с вы держкой металла в ковше перед разливкой в течение ~ 1 минуты.

Полученные чугуны обладали химическим составом, представленным в таблице 5.1, механическими свойствами, представленными в таблице 5.2 и микроструктурой, представленной на рисунке 5.1.

Таблица 5. Химический состав чугуна Проба C Si Mn Cr Ni P S Расплав до десульфурации 3,55 1,83 0,40 0,20 0,12 0,038 0, Расплав перед разливкой 3,37 2,64 0,41 0,19 0,15 0,038 0, СЧПГ 3,36 2,91 0,41 0,19 0,15 0,038 0, ВЧШГ 3,38 2,90 0,41 0,19 0,42 0,038 0, Таблица 5. Механические свойства синтетического чугуна вр, МПа, % HB СЧПГ 134 0 ВЧШГ 600 10,4 Графические результаты исследований структурообразования модельных расплавов в виде политерм и общего вида наблюдаемых временных зависимо стей структурночувствительной характеристики кинематическая вязкость чугу на с пластинчатым графитом представлены на рисунке 3.2, чугуна с шаровид ным графитом – на рисунке 3.3.

а) б) в) г) Рисунок 5.1. Микроструктуры образцов синтетического чугуна 100, а,в) СЧПГ, б,г) ВЧШГ, а,б) не травлено, в,г) травлено.

На рисунках 5.2а и 5.3.а кружками показаны все результаты измерений вязкости, на рисунках 5.2б и 5.3б кружками, соединёнными жирными линиями – политермы значений вязкости, определённых экстраполяцией изотермиче ских результатов измерений на достаточно коротких промежутках времени от до 9 минут. Диаметры кружков на всех графиках в области температур до 1550°С соответствуют разбросу результатов измерений в установившемся со стоянии расплава. В случае стабильного поведения вязкости они соответствуют методической погрешности единичного измерения. Тонкими линиями выше и ниже политерм показаны границы разброса всех результатов изотермических измерений.

16, 14,5 12,, 10-7 м2/с 10, Т, °С 8,5 6, 4, 2,5 0,0 20,0 40,0 60,0 80,0 100,0 120,0 140,0 160,, мин Кинематическая вязкость Температура а) 14, 13, 12, 11,, 10-7 м2/с 10, 9, 8, 7, 6, 5, 4, 1150 1250 1350 1450 1550 1650 Т, °С К, нагрев К, охл б) Рисунок 5.2. Поведение кинематической вязкости расплава ЧПГ при нагреве и охлаждении: а) изменение во времени, б) политермы 16, 14,5 12,, 10-7 м2/с 10, Т, °С 8,5 6, 4, 2,5 0,0 50,0 100,0 150,0 200,, мин Кин.вязк. Температура а) 14, 13, 12, 11, 10,, 10-7 м2/с 9, 8, 7, 6, 5, 4, 1150 1250 1350 1450 1550 1650 Т, °С Кин.Вяз.нагрев Кин.Вяз.охл.

б) Рисунок 5.3. Поведение кинематической вязкости расплава ЧШГ при нагреве и охлаждении: а) изменение во времени, б) политермы Общее время термовременной обработки расплавов в экспериментах со ставило порядка 2…2,5 часов, что встречается в литейных производствах толь ко при простоях и является отклонением от технологического процесса.

В таких условиях вязкость расплава чугуна с пластинчатым графитом ве дёт себя достаточно стабильно, расплав при каждой температуре приходит в устойчивое структурное состояние. При температурах выше ~1350°C заканчи вается температурный рост значений вязкости, рассчитанных по модели для слабовязких расплавов, что свидетельствует о разрушении в расплаве упругих связей (рисунок 5.2б). Совпадение политерм нагрева и охлаждения выше тем пературы ~1350°C говорит о том, что при этих температурах не только разру шаются упругие связи, но и полностью теряются наследственные связи, вызы вающие особенности микростроения чугуна в твёрдом состояния. Причём эти наследственные связи после перегрева и последующего охлаждения не восста навливаются, поскольку политермы охлаждения и нагрева расходятся ниже указанных температур.


В области температур ~1600…1650°C при нагреве наблюдается повышен ная активность структурообразования, что отражается на резком снижении среднего значения вязкости и увеличении разброса результатов измерений. По всей видимости, здесь наблюдается процесс химического кипения за счёт обра зования пузырьков СО2 в результате взаимодействия углерода с кислородом, имеющимся в чугунах с пластинчатым графитом в повышенном количестве [107]. В то же время такая нестабильность структурного состояния сразу же ис чезает при понижении температуры. При последующем понижении температу ры при изотермической выдержке вязкость расплава приходит в стабильное со стояние с разбросом порядка методической погрешности измерения в течение лишь нескольких минут. Такая закономерность наблюдается вплоть до темпе ратур, близких к температуре ликвидуса, по крайней мере – менее 1200 °С.

Начиная с температуры ~ 1350 °С на политерме охлаждения также наблюдается перегиб кривой, связанный с появлением и развитием упругих связей в струк турном состоянии расплава. Природу этого явления ещё предстоит выяснять с развитием экспериментальной техники, однако по полученным результатам уже можно предположить, что при этой температуре начинаются предкристал лизационные процессы усиления межкластерных взаимодействий структурных элементов расплава, понижающие его технологическую жидкотекучесть.

Вязкость расплава ВЧШГ при нагреве в области температур до ~ 1600…1650 °C ведёт себя по-другому. При этом наблюдаются несколько отли чий (рисунок 5.3б). Во-первых, перегиб политермы нагрева происходит при температуре на ~100°C ниже, т.е. упругие связи в структурном состоянии рас плава теряются в области Т ~ 1250°С. Во вторых, на политерме с указанием разброса значений вязкости наблюдаются две области активности структурооб разования: при температуре ~ 1350…1500°С и при температуре выше 1550°С. В первой области значительные колебания вязкости не сопровождаются переги бами политермы, поэтому логично предположить, что при нагреве в указанной области не происходит принципиального изменения структуры расплава (раз рушения старых и рождения новых связей), а происходит какой-то автоколеба тельный процесс перехода связей по расплаву с образованием диссипативных структур при прохождении потока энергии через открытую систему расплава [20, 21, 28, 78, 216].

Во второй области большой разброс значений вязкости сопровождается остановкой снижения её среднего значения при повышении температуры и да же некоторым его ростом. В области температур ~ 1550…1650°C происходит как-бы переход с одной закономерности поведения вязкости (менее вязкой при нагреве) на другую закономерность (более высокой вязкости при охлаждении).

Причём последняя в пределах погрешности измерений, но с несколько боль шим разбросом значений, то есть менее стабильно, повторяет политерму охла ждения, полученную при исследовании расплава СЧПГ (рисунок 5.4). То есть до перегрева выше критических температур расплав ЧШГ имеет меньшую вяз кость, чем расплав ЧПГ того же химического состава, что, вообще говоря, про тиворечит традиционным представлениям о вязкости чугунов с шаровидным и пластинчатым графитом.

14, 13, 12, 11, 10,, 10-7 м2/с 9, 8, 7, 6, 5, 4, 1150 1250 1350 1450 1550 1650 Т, °С Кин.Вяз.охл.ВЧШГ Кин.Вяз.охл.СЧПГ Рисунок 5.4. Политермы охлаждения расплавов синтетических ЧПГ и ЧШГ Таким образом, чугуны, полученные из единого расплава, но по-разному модифицированные, отличаются наследственной связью между жидким и твёр дым состоянием. Наиболее устойчивой связью обладает чугун с шаровидным графитом. Для разрушения этой связи в условиях литейного производства с по мощью кратковременного перегрева необходимы температуры порядка 1700С, то есть значительно превышающие температуры обычных чугуноплавильных процессов, в то время как для чугуна с пластинчатым графитом достаточны температуры перегрева порядка 1350…1400С. Очень важным является тот факт, что кривые охлаждения у обоих расплавов, перегретых до температур, превышающих критические, практически совпадают. Из него следует, что два синтетических чугунных расплава, имеющие одинаковый состав, но разное строение, связанное только с различным модифицированием, при соответству ющей технологической обработке могут быть приведены в одинаковое ста бильное структурное состояние. То есть наследственная связь жидкого и твёр дого чугуна, обусловленная модифицированием, может быть полностью раз рушена, а технология получения чугунной отливки по этой составляющей – стабилизирована.

5.2. СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ РАСПЛАВОВ ПРОМЫШЛЕННЫХ ЧУГУНОВ 5.2.1. Исследование расплавов промышленных ЧВГ Наиболее трудно воспроизводимым технологическим процессом произ водства чугунных отливок является изготовление отливок из чугуна с вермику лярным графитом (глава 1). Поэтому представляет повышенный интерес вопрос выявления закономерностей структурообразования расплавов промышленных чугунов с вермикулярным графитом. Для этой цели исследовали поведение вязкости расплавов промышленных образцов ЧВГ [141-143].

Исследовали поведение вязкости расплавов образцов ЧВГ, вырезанных из стенки толщиной 10 мм тела отливки «Блок цилиндров 740.21-1005.015 – 14»

производства ОАО «КАМАЗ-Металлургия» (рисунок 5.5).

Рисунок 5.5. Отливка «Блок цилиндров» 740.21-1002015 (Вес: 269,5 кг) Химический состав исследуемого чугуна: C 3,9%;

Si 2,55%;

Ni 0,04%;

Mn 0,26%;

Cr 0,063%;

Cu 0,05%;

P 0,033%;

Mg 0,017%;

S 0,009%. Твёрдость чугуна:

158…164 НВ. Микроструктура чугуна: графит вермикулярной формы ВГф2, ВГр3 60…70%, отдельные включения графита разорванной и хлопьевидной формы;

металлическая основа феррито-перлитная, перлит пластинчатый 20…30%. Механические свойства образца: предел прочности на растяжение 380 МПа, относительное удлинение 6,0%.

Результаты исследования при низкоэнергетической термической обработке расплава (перегрев и выдержка расплава при Т = 1450°С) представлены на ри сунке 5.6. Результаты исследования при высокоэнергетической термической обработке расплава (перегрев и выдержка расплава при Т 1650°С) представ лены на рисунке 5.7. Сравнение изотермического поведения вязкости при оди наковой температуре ~ 1260°C расплавов, полученных из одного ЧВГ, но про шедших ТВО различной энергетики представлены на рисунке 5.8. На рисунках 5.6а и 5.7.а кружками показаны все результаты измерений вязкости, на рисун ках 5.2б и 5.3б кружками, соединёнными жирными линиями – политермы зна чений вязкости, определённых экстраполяцией результатов изотермических выдержек более 20 минут. Диаметры кружков на всех графиках и области, ограниченные тонкими линиями выше и ниже политерм, соответствуют раз бросу результатов измерений в установившемся состоянии расплава. Общее время термовременной обработки расплавов в экспериментах составило в низ коэнергетическом режиме порядка 6 часов, в высокоэнергетическом – порядка 8 часов.

В таких условиях вязкость расплава ЧВГ ведёт себя по-разному. Расплав, прошедший низкоэнергетическую соизмеримую с реальным технологи ческим процессом термо-временную обработку, крайне нестабилен во всём диапазоне температур эксперимента. Практически при всех изотермиче ских выдержках во время нагрева и, особенно, во время охлаждения (рисунок 5.8,а), наблюдаются сложные не заканчивающиеся осциллирующие процессы релаксации структурного состояния [20, 21, 28, 216]. Расплав, прошедший вы сокоэнергетическую не достигаемую в реальном технологическом процессе термо-временную обработку, ведёт себя значительно более стабильно, особен но после максимального перегрева (рисунок 5.8,б).

16, 14, 12,, 10-7 м2/с 10, Т, °С 8, 6,5 4,5 2,5 0 20 40 60 80 100 № измерения Кин.вязк. Температура а) 12, 11, 10, 9,, 10-7 м2/с 8, 7, 6, 5, 4, 3, 2, 1150 1200 1250 1300 1350 1400 1450 Т, °С Кин.Вяз.Нагрев Кин.Вяз.Охл б) Рисунок 5.6. Поведение кинематической вязкости расплава ЧВГ при низко энергетической ТВО: а) изменение во времени, б) политермы «Упругие связи» в расплавах ЧВГ разрушаются при температурах ~ 1250°C, что проявляет сходство с расплавами ЧШГ. В то же время, потеря наследственной связи со структурой твёрдого состояния в ЧВГ происходит при температурах ~1450°C, то есть промежуточных между расплавами ЧПГ и ЧШГ.

16, 14, 12,5, 10-7 м2/с 10, Т, °С 8, 6, 4,5 2,5 0 50 100 150 № измерения Кин.вязк. Температура а) 12, 11, 10, 9,, 10-7 м2/с 8, 7, 6, 5, 4, 3, 2, 1150 1250 1350 1450 1550 Т, °С Кин.Вяз.Нагрев Кин.Вяз.Охл б) Рисунок 5.7. Поведение кинематической вязкости расплава ЧВГ при высоко энергетической ТВО: а) изменение во времени, б) политермы 10, 9, 9, 8,, 10-7 м2/с 8, Т, °С 7, 7,0 6, 6,0 5, 5,0 84 89 94 99 104 № измерения Кин.вязк. Температура а) 10, 9, 9,0 8,, 10-7 м2/с 8,0 Т, °С 7, 7,0 6, 6,0 5, 5,0 174 176 178 180 182 № измерения Кин.вязк. Температура б) Рисунок 5.8. Изотермическое поведение вязкости расплава промышленного ЧВГ после охлаждения при Т ~ 1250 °С: а) при коротком времени и низкой температуре перегрева;

б) при высоком перегреве Исследовали наследственного влияния микроструктуры и микросостава шихты на структурное состояние промышленных расплавов ЧВГ при нагреве и охлаждении в термовременных условиях, приближённых к литейным произ водственным условиям ОАО «КАМАЗ-Металлургия». Поскольку практически в любом технологическом процессе изготовления отливок в шихте присутству ет возврат собственного производства, исследовали поведение вязкости распла вов, изготовленных из его типичных представителей в различном сочетании.

Для этого из одного куста отливок «Картер межосевого дифференциала 5320 2506111» производства ОАО «КАМАЗ-Металлургия» (рисунок 5.9) вырезали образцы из тела отливки (образец 1), не имеющей дефектов, и из прибыльной части литниковой системы (образец 2) из места, расположенного в непосред ственной близости к усадочным рыхлотам. У подготовленных таким образцом образцов до исследования вязкости на торцах цилиндров определили исходную микроструктуру ЧВГ.

Рисунок 5.9. Отливка «Картер межосевого дифференциала 5320-2506111» (Вес:

12,2 кг) Базовый расплав промышленного чугуна имел следующий химический со став: 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.3-25 мм в ко личестве 0,45% и ферросилицием ФС75-6 в количестве 0,55% от массы жидко го металла в ковше. Результаты спектрального анализа химического состава модифицированного расплава чугуна представлены в таблице 5.3. Результаты испытаний физико-механических свойств материала и описание микрострукту ры в соответствии с ГОСТ 3443 сведены в таблицу 5.4, примеры микрострукту ры представлены на рисунке 5.10.

Таблица 5. 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, Таблица 5. Микроструктура материала образцов ЧВГ в,, Образец НВ, Микроструктура, ГОСТ 3443- Перлит (Феррит), Цементит Графит, МПа 5/750/ % Шкала №6-В Шкала №2-В отливка П 20 (Ф 80) нет ВГ 420,0 4,0 прибыль П 45 (Ф 55) нет ВГ - - Феррит Свойства и микроструктура образцов отливки и прибыльной части отли чаются. Материал прибыльной части более неоднороден, содержит меньшее количество графитовых включений. Причём наиболее резко отличается микро структура графита шаровидной формы (в образце прибыли его включения больше по размерам, их меньше по количеству, они расположены менее равно мерно и имеют меньшую степень сфероидизации) и соотношение фер рит/перлит. Размеры, количество, распределение и тип формы включений гра фита вермикулярной формы обоих образцов визуально примерно одинаковы, в отличие от включений шаровидной формы. Матрица прибыльной части отлив ки содержит большее количество (примерно в два раза) перлита, чем матрица чугуна отливки, что отражается на измеряемой методом Бринелля твёрдости:

твёрдость образцов прибыли больше твёрдости образцов отливки. Таким обра зом, при имеющихся различиях в свойствах и микроструктуры чугунов отливки и прибыли, материал, выбранный в качестве объекта исследования, соответ ствует марке чугуна ЧВГ 40 по ГОСТ 28394.

а) б) в) г) Рисунок 5.10. Микроструктура образцов ЧВГ, а,в) образец 1, б,г) образец 2, а,б) не травлено, в,г) травлено Исследование кинематических вязкостей проводили для трёх вариантов расплавов:

расплав 1, приготовленный из «однородного чистого» ЧВГ – одно го цилиндрического образца, вырезанного из отливки, расплав 2, приготовленный из «неоднородного грязного» ЧВГ – одного цилиндрического образца, вырезанного из прибыли, расплав 3, приготовленный из «неоднородного грязного» ЧВГ – цилиндрического образца, вырезанного из отливки и цилиндри ческого образца, вырезанного из прибыли Результаты исследований в графическом виде представлены на рисунках 5.11-5.13. Политермы вязкости наиболее однородного образца с минимальным количеством неметаллических и газовых включений, а также без усадочных дефектов (рисунок 5.11) при ВТОР имеют классический экспоненциальный вид и незначительный гистерезис при достаточно высоких температурах, обычно не достигаемых в чугунолитейном производстве. Наблюдаемая форма гистерезиса является наиболее часто встречающейся (рисунок 1.12,б,г). На политерме нагрева наблюдается аномалия при температуре порядка tа ~ 1575°С. Перегрев выше этой температуры приводит к необратимой структурной перестройке расплава, что отражается на более высоких значениях вязкости политермы охлаждения. Разница значений вязкости политерм нагрева и охлаждения увели чивается при увеличении температуры tа. При достижении критической темпе ратуры tк ~ 1625°С дальнейший перегрев не приводит к увеличению разницы в значениях вязкости при нагреве и охлаждении. Максимальная разница в значе ниях вязкости при нагреве и охлаждении наблюдается при температуре анома лии tа и составляет не более 10%.

Политермы расплава образца, приготовленного из наиболее дефектной и грязной прибыльной части отливки, практически во всей области температур литейного производства, имеют восходящий тренд (рисунок 5.12). Это свиде тельствует о значительной силе «упругих» связей структурных составляющих расплава, для разрушения которых требуются температуры более 1625°С. Бла годаря «упругости» этих связей энергия колебательного движения тигля с рас плавом во время эксперимента поглощается медленно, что отражается на ма леньком значении логарифмического декремента затухания и, соответственно, вязкости. Поэтому при таком виде политерм иногда говорят, что образец из-за сильной неоднородности «расплавился» лишь к температуре порядка 1650°С.

Температура, оС Вязкость, 10-7 м2/с 12 10 Вязкость Температура 2 0 0 20 40 60 80 100 120 Номер измерения а) Вязкость, 10-7 м2/с Нагрев Охлаждение 1250 1350 1450 1550 1650 t, oС б) Рисунок 5.11. Поведение вязкости расплава отливки промышленного ЧВГ 40:

а) все измерения, б) политермы нагрева и охлаждения Политермы расплава образца прибыли, начиная от этой температуры ано малии tа, практически совпадают с политермами вязкости образца отливки. По лученный характер (нисходящий тренд при охлаждении даже в случае значи тельного перегрева) политерм вязкости в научной литературе встречается и об суждается достаточно редко, несмотря на очевидную представительность для промышленных сплавов (рисунок 1.12,в).

Температура, оС Вязкость, 10-7 м2/с 12 10 Вязкость Температура 2 0 0 20 40 60 80 Номер измерения а) Нагрев Охлаждение Вязкость, 10-7 м2/с 1250 1350 1450 1550 1650 t, oС б) Рисунок 5.12. Поведение вязкости расплава прибыли промышленного ЧВГ: а) все измерения, б) политермы нагрева и охлаждения Политерма охлаждения, начиная от tа, при понижении температуры резко уходит вниз как по абсолютным значениям, так и относительно политермы нагрева. Такое поведение вязкости говорит о том, что, несмотря на перегрев расплава выше tа и «окончательное» его «расплавление», о чём свидетельствует классический экспоненциальный вид обеих политерм выше tа, расплав имеет при охлаждении скачкообразное изменение структурного состояния. Причём, по всей видимости, происходит возврат к качественно прежнему низкотемпе ратурному структурному состоянию (нисходящий тренд политермы охлажде ния начинается там же, где заканчивается восходящий тренд нагрева). При этом количественные характеристики структурного состояния значительно меняют ся (политермы, определёнными по применяемой методике, при понижении температуры резко расходятся). Что касается разброса значений вязкости, то есть стабильности структурных характеристик расплава образца прибыли, то его характер не отличается от рассмотренного выше для случая образца отлив ки. Во время нагрева практически только при первой температуре исследования наблюдается «умеренный» разброс вязкости, который быстро увеличивается при росте температуры. В процессе охлаждения разброс значений вязкости при каждой исследованной температуре, кроме первой, незначительный.

Для моделирования шихтового возврата собственного производства, со стоящего из бракованных отливок, литников и прибылей исследовали третий вариант расплава. Результаты оказались наиболее необычными (рисунок 5.13).

Полученные политермы можно условно разбить на две части, разделяющиеся температурой порядка 1500°C. Левая часть повторяет характер поведения поли терм вязкости расплава неравновесного образца прибыли с ещё более значи тельным гистерезисом. Правая часть – политерму равновесного расплава об разца отливки с гистерезисом небольшим, однако превышающим гистерезис, полученный при исследовании однородного образца варианта 1.

Температура, оС Вязкость, 10-7 м2/с 12 10 Вязкость Температура 2 0 0 20 40 60 80 100 120 140 160 Номер измерения а) Вязкость, 10-7 м2/с Нагрев 2 Охлаждение 1250 1350 1450 1550 1650 t, oС б) Рисунок 5.13. Поведение вязкости расплава отливки с прибылью промышлен ного ЧВГ: а) все измерения, б) политермы нагрева и охлаждения Таким образом, исследования вязкости расплавов, приготовленных из ЧВГ 40 ГОСТ28394, в термовременных условиях, аналогичных обычным условиям литейного производства (десятки минут в расплавленном состоянии при темпе ратурах от 1300 до 1500°C) подтвердили, что при одинаковом контролируемом химическом составе при одинаковых температурах структурное состояние рас плава ЧВГ может сильно отличаться, особенно при перегревах до температур менее 1500°C. Полученные в работе экспериментальные данные имеют важное значение для управления металлургическим качеством отливок из чугуна с вермикулярным графитом.

5.2.2. Исследование расплавов промышленных аустенитных чугунов типа «НИРЕЗИСТ»

Одним из перспективных сплавов на основе железа является аустенитный ростоустойчивый чугун «НИРЕЗИСТ», легированный никелем более 13%.

Вследствие уникального комплекса эксплуатационных и технологических свойств, недостижимого в других материалах, аустенитные никелевые чугуны все шире применяются в различных отраслях техники [39, 249, 256]. Дополни тельное легирование и модифицирование нирезистов позволяет значительно улучшить полезные свойства данных сплавов [131].



Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 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.