автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Анализ и моделирование процессов формирования дендритной неоднородности в сталях с целью её устранения

На правах рукописи

005536828

Суфияров Вадим Шамилевич

АНАЛИЗ И МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ФОРМИРОВАНИЯ ДЕНДРИТНОЙ НЕОДНОРОДНОСТИ В СТАЛЯХ С ЦЕЛЬЮ ЕЁ УСТРАНЕНИЯ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка

металлов и сплавов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

з 1 т 2013

Санкт-Петербург - 2013

005536828

Работа выполнена в федеральном государственном бюджетном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Санкт-Петербургский государственный политехнический университет»

Научный руководитель: Гюлиханданов Евгений Львович

доктор технических наук,

профессор кафедры технологии и исследования материалов ФГБОУ ВПО «СПбГПУ»

Официальные оппоненты: Золоторевский Вадим Семенович

доктор технических наук, профессор кафедры металловедение цветных металлов ФГАОУ ВПО Национальный исследовательский технологический университет «Московский институт стали и сплавов»

Шемонаева Галина Александровна кандидат технических наук,

начальник литейно-конструкторского отдела ОАО «Центральный научно-исследовательский институт материалов», г.Санкт-Петербург

Ведущая организация: ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей»

Защита состоится «21» ноября 2013 г. в 18:00 часов на заседании диссертационного совета Д 212.229.03 при ФГБОУ ВПО «Санкт-Петербургский государственный политехнический университет» по адресу: 195251, Санкт-Петербург, ул. Политехническая, д. 29, главное здание, ауд. 118.

С диссертацией можно ознакомиться в фундаментальной библиотеке ФГБОУ ВПО «Санкт-Петербургский государственный политехнический университет».

Автореферат разослан « » октября 2013 г.

/. лг- ■ > /

Ученый секретарь диссертационного совета 4 -

кандидат технических наук ~<: / Климова О. Г.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы.

Основным процессом получения изделий из сплавов на основе железа является их кристаллизация из жидкого состояния с получением слитков -полуфабрикатов или отливок - фасонных заготовок. Полученные отливки или слитки подвергаются дальнейшей обработке согласно технологиям, которые направлены на устранение несовершенства литого металла - относительно низких механических свойств и эксплуатационных характеристик. В то же время сам процесс кристаллизации можно считать одним из недостатков традиционной технологии получения металлических изделий. Условия кристаллизации определяют размеры и морфологию кристаллитов, которые, в конечном счете, влияют на механические и эксплуатационные свойства литого материала. Затвердевание металлов происходит с образованием химической неоднородности - дендритной ликвации, устранение которой становится необходимым в связи с повышением требований к качеству изделий.

Развитие в последнее время современных высоких технологий в металлургии и материаловедении с применением сверхбыстрых режимов нагрева и охлаждения (лазерная закалка и сварка, спиннингование расплава, газовая и плазменная атомизация, техника электромагнитной левитации и т.д.), в том числе импульсных, в отличие от традиционных процессов термической обработки требует особого подхода к управлению фазовыми и структурными превращениями металлов и сплавов. В связи с этим требует глубокого анализа как синтез сплавов, так и решение прикладных проблем новых технологий. При ускоренном затвердевании наиболее важным процессом неравновесной кристаллизации является формирование неоднородной микроструктуры, которая определяет в дальнейшем свойства в твердом состоянии. При этом также возникает химическая микронеоднородность, эффективное устранение которой путем гомогенизационного отжига является сложной задачей, особенно в случае многокомпонентных систем, для которых характерно изменение параметров диффузионных процессов. Моделирование кинетики структурообразования является важным шагом, который позволяет глубоко понять сущность процессов и изыскать наиболее эффективные пути к получению значимых экспериментальных и технологических результатов.

Моделирование процесса затвердевания сплавов, являющееся эффективным инструментом современного металловедения, вовлекает в рассмотрение значительное число влияющих факторов различной природы (теплофизические и физико-химические параметры процесса - коэффициент распределения, интервал кристаллизации, наклон поверхности ликвидуса и другие характеристики материала в различных фазовых состояниях). Анализ их совокупного влияния на процесс кристаллизации обеспечивает возможность адекватного прогнозирования структуры и управления ее формированием.

Учет изменения характерных размеров дендритов при затвердевании в различных условиях в совокупности с моделированием диффузионно-контролируемых процессов, происходящих при нагреве и изотермической выдержке материалов, позволяет оценить время, необходимое для протекания изменений, а также установить факторы, наиболее эффективно влияющие на их скорость. Использование компьютерного моделирования процессов кристаллизации для определения граничных условий изменения морфологии фронта кристаллизации с дендритного на ячеистый или плоский фронт дает возможность определить качественные и количественные параметры их реализации.

Для повышения скорости кристаллизации расплавов используют современные технологии, обеспечивающие быстрый и эффективный отвод тепла от формирующихся заготовок. Основной принцип этих технологий неизменен — чем меньше характерные размеры объекта, тем выше скорость затвердевания и, соответственно, дисперсность дендритных ячеек. Одной из самых продуктивных технологий, использующих высокие скорости охлаждения, является газовая атомизация, в процессе которой струя расплавленного металла разбивается на капли с помощью потока газа. Сферические частицы расплава, произведенные путем атомизации, подвергаются охлаждению с высокой скоростью (103-107 К/с), степень которой зависит от диаметра частиц и других параметров процесса (тип газа, рабочее давление газа, температура расплава, начальная скорость газа и т.д.). Использование современных средств формирования из них изделий сложной конфигурации открывает перспективные пути радикального повышения качества металлических материалов.

Целью работы является проведение физико-химического моделирования и экспериментального анализа процессов неравновесной кристаллизации сплавов железа в зависимости от их состава и температурно-временных параметров с установлением режимов и технологий, приводящих к минимальной химической и структурной неоднородности.

Для достижения поставленной цели были решены следующие задачи:

1. Разработка эффективных средств управления процессами формирования структурной и химической неоднородности за счет ускоренного затвердевания расплава и гомогенизации литого металла на основе анализа современных представлений о характере кристаллизационных процессов в широком интервале скоростей роста кристаллитов и достижений компьютерного моделирования в их изучении.

2. Оценка условий формирования микроструктуры углеродистых и легированных сталей на основе расчета параметров изменения морфологии границы раздела жидкая фаза - твердая фаза с переходом от плоского фронта к ячеистой и далее к дендритной кристаллизации.

3. Исследование формирования дендритной ликвации и диффузионного перераспределения легирующих элементов замещения при гомогенизации сталей с различной степенью начальной дендритной неоднородности путем интеграции средств компьютерного моделирования для их сравнительного анализа.

4. Разработка математической модели и экспериментальное исследование эволюции микроструктуры и микроликвации частиц, формирующихся в условиях газовой атомизации.

5. Моделирование изменения структурной и химической неоднородности при неравновесной кристаллизации с высокими скоростями роста кристаллов.

Научная новизна диссертационной работы заключается в следующем:

1. Определены количественные условия изменения морфологии фронта кристаллизации при последовательном переходе от ячеистой к дендритной структуре для углеродистых и легированных сталей.

2. На основе проведенного теоретического анализа и моделирования процесса гомогенизации с учетом взаимной диффузии компонентов в междуосном дендритном пространстве выявлено влияние физико-химических (взаимная диффузия компонентов, микроструктурная неоднородность) и режимных технологических факторов на кинетику устранения дендритной химической неоднородности.

3. Совместным анализом теплофнзических и кристаллизационных процессов при газовой атомизации сплавов железа на основе разработанной компьютерной модели затвердевания расплава установлена связь параметров дендритной неоднородности с размерами частиц и технологическими параметрами их формирования.

4. Определены технологические условия бездиффузионной кристаллизации и доминирования локалыю-неравиовесного перераспределения компонентов на межфазной границе путем компьютерного моделирования сверхбыстрого затвердевания сплавов железа при их атомизации

Объектами исследования являлись углеродистые и легированные стали, а также компьютерные модели кристаллизационных процессов и диффузионно-контролируемых фазовых превращений, химическая и структурная микронеоднородность, технология газовой атомизации.

Методы исследования. Для решения поставленных задач были использованы методы математического моделирования газодинамических, тепловых и кристаллизационных процессов, современные инструментальные средства исследования структуры и свойств материалов (оптическая, электронная сканирующая микроскопия и энерго-дисперснонный анализ), а также обработка экспериментальных данных с применением статистических методов анализа.

Практическая значимость работы определяется:

1. Возможностью оценки перспектив развития и разработки современных технологий (спиннингование расплава, селективное лазерное плавление, лазерная закалка и сварка, газовая и плазменная атомизация и др.) для предупреждения дендритной неоднородности с использованием произведенного анализа условий изменения морфологии фронта кристаллизации, выполненного с применением разработанных компьютерных моделей.

2. Прогнозом дисперсности микроструктуры в частицах различного диаметра, а также определением граничных размеров частиц, имеющих необходимый уровень дисперсности микроструктуры, по результатам компьютерного моделирования процесса газовой атомизации и установленной зависимости дисперсности дендритной структуры от размера частиц и условий их получения.

3. Возможностью использования разработанной постановки перечисленных задач и методов их решения при распространении на промышленные многокомпонентные сплавы на основе алюминия, никеля, титана и др.

На защиту выносятся следующие положения:

1. Условия изменения морфологии фронта кристаллизации - плоский фронт <-* ячеистая кристаллизация и ячеистая кристаллизация <-> дендритная кристаллизация и параметры, определяющие структурные переходы на межфазной границе в широком интервале технологических условий реализации фазового превращения расплав—»твердая фаза для многокомпонентных сплавов железа.

2. Методология и результаты анализа распределения легирующих элементов по сечению дендритной ячейки, выявленные на этапах формирования ликвации в процессе кристаллизации (с учетом влияния термодинамических параметров системы, кинетики процесса кристаллизации и диффузионной коалесценции дендритов), а также диффузионного выравнивания при технологических операциях нагрева, охлаждения и гомогенизационного отжига сплавов железа.

3. Системный анализ дендритной неоднородности капель расплава, затвердевших в условиях газовой атомизации, на основе результатов компьютерного моделирования и экспериментального исследования их структуры.

4. Принципиальные возможности и технологические средства управления структурной и химической неоднородностью атомизированных расплавов железа в условиях локально-неравновесной кристаллизации.

Достоверность результатов работы обусловлена применением

современных средств физико-химического анализа исследуемых фазовых

превращений, использованием аппарата компьютерного моделирования

многофакторных процессов для изучения закономерностей формирования и

устранения дендритной неоднородности, привлечением достоверных экспериментальных данных для проверки адекватности разработанных моделей и обоснования полученных выводов.

Апробация работы. Основные результаты работы были представлены и обсуждались на следующих конференциях: на международных научно-практических конференциях «Неделя науки СПбГПУ» в 2010-2011 гг., на XVIII международной научно-методической конференции «Высокие интеллектуальные технологии и инновации в национальных исследовательских университетах» (СПбГПУ, 2011 г.), на XI конференции молодых ученых и специалистов ЦНИИ КМ «Прометей» (СПб., 2012 г.), на 9-й Всероссийской научно-практической конференции "Литейное производство сегодня и завтра" (СПб., 2012 г.) и на III Всероссийской молодежной школе-конференции «Современные проблемы металловедения» (г. Пицунда, 2013 г.)

Публикации. Самостоятельно и в соавторстве по теме диссертации опубликовано 10 работ, из них 3 - в журналах, рекомендуемых перечнем ВАК РФ.

Личный вклад автора состоит в разработке и использовании компьютерных моделей кристаллизации, формировании граничных и начальных условий для моделирования гомогенизации, анализе полученных результатов, исследовании структуры и свойств атомизированных частиц сплавов, анализе и изложении результатов исследований.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы, содержит 189 машинописных листов, включая 94 рисунка, 15 таблиц, 107 наименований библиографических ссылок.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении показана актуальность темы исследований, сформулированы цель и задачи диссертационной работы, показана научная новизна и практическая ценность, представлены основные положения работы, выносимые на защиту.

В первой главе на основании литературных данных проведен анализ современных представлений о механизме и моделях формирования структурной и химической микронеоднородности при кристаллизации сталей.

Рассмотрены основные параметры дендритной структуры, проанализированы изменения характеристик неоднородности дендритной структуры слитков и отливок в макро- и микро- масштабах, выявлены основные влияющие факторы. Оценено влияние металлургических и технологических факторов на снижение дендритной неоднородности в заготовках. Представлены перспективные металлургические технологии обеспечения высокого качества металлических изделий.

На основании вышеизложенного сформулированы цель работы и задачи исследования.

Во второй главе представлены расчеты критического параметра (С/У)кр, определяющего условия перехода плоский фронт—»ячеистая структура в стали. Для определения его величины использовано аддитивное соотношение, учитывающее вклад взаимодействия /-ых компонентов с основой сплава:

С ГС) =уЛ(С„),(1-^)

у и Л* ^ МА), '

где V, С, к, р, Со, йь - скорость перемещения и температурный градиент на фронте кристаллизации, коэффициент распределения, тангенс угла наклона линии ликвидуса, исходная концентрация легирующего компонента и коэффициент диффузии в жидкой фазе соответственно; знак суммирования позволяет учесть различие ряда параметров /-ых компонентов сплава.

Проведенное моделирование затвердевания с помощью аналитического расчета температурных полей при формировании фронта кристаллизации расплавов в зависимости от их состава и начальных условий при заданных параметрах теплообмена показало, что в рассматриваемых условиях кристаллизация плоского фронта без радикального повышения интенсивности теплоотвода трудно осуществима, поскольку технологически реализуемые значения С/У (107К-с/м2) намного меньше величины характерного критического параметра (ОУР)К1, для низкоуглеродистой стали (3 109 К с/м2). Этот результат находится в согласии с практикой кристаллизации стали при традиционных технологиях, где литой металл, как правило, имеет дендритную морфологию.

Расчет критических условий перехода ячеистый фронт —> дендритная кристаллизация производился с целью оценки возможности получения ячеистой структуры при изменении условий кристаллизации сплавов.

Возможность структурного перехода от ячеистой морфологии фронта кристаллизации к дендритной определяли из следующих соображений: ячеистая морфология фронта кристаллизации (рнс. 1, а) формируется, если расчетное расстояние Х2 от вершины первичного ствола до места

возникновения вторичных боковых ветвей Т" 1 превышает длину области смыкания соседних

> ? • ? стволов л,*; в противном случае возникает

' дендритная морфология с междуосными

■ I промежутками Х2 (рис. 1, б). Условием ™ .; морфологического перехода от ячеистой к

дендритной структуре фронта кристаллизации б) является выполнение соотношения Л.2 <

„....„--------. . . .....I; При расчете начальной величины

Л1 А> вторичных междуосных промежутков дендрнтов

Рис. 1. Схема формирования Пр„ кристаллизации многокомпонентных

ячеистой (о) и дендритной (б)

к ', и к ' сплавов использовалось выражение: морфологии

уп-

~Г

.р,(1-А-,)(С„),. ' (ОД

= л/2?

-1

в котором Е, = Хо/Л; Л - радиус кривизны вершины; Г - коэффициент Гиббса-Томсона; ф- волновое число (ф~ 4 для решетки с кубической симметрией).

Для оценки величины первичных междуосных промежутков использовано выражение, которое для многокомпонентных сплавов обобщается в виде:

ЗЯ С

X

А(СД( А-.-1)

Конфигурация вершины параболоидом вращения, для соотношение:

растущего дендрита аппроксимирована которого \!2 = «рМ^, откуда следует

8Л 8 С

■ р,.(С„),( 1-М

(1)

Расчетные оценки показывают, что увеличение содержания углерода в системе Ре-С интенсифицирует переход ячейки—>дсндриты, поскольку приводит к уменьшению значений А.1, Ь и Хо при соответствующих значениях переохлаждения, а также при повышении переохлаждения, что связано с уменьшением Хкр(рис. 2, а).

40

с.

н

~ 30

я

с.

я =

■в 20

с.

а

\ 1 2 У

---

а;

"юо

э 1

а)

.1 0.2 0.3 0.4

Содержание углерода, %

ЬО.И

а «і к

I ;

н 1 . і зі

ПЛОСКИЙ ( Ячейки Дендриты ................................1

и 1

ю

100

б)

Скорость граінпім раздела I ', мкм/с

Рис. 2. Влияние содержания углерода в исследованных сплавах Ре-С-ЭММи на величину критических параметров Якр (/) и Ккр (2) морфологического перехода от ячеистого фронта к дендритному при градиенте температуры 0=10 К/см (а) и (б) сравнение экспериментальных (точки) и расчетных (кривая) данных изменения морфологии границы раздела в зависимости от скорости продвижения фронта кристаллизации К для сплава Ре-С-51 при С=50 К/см а) размерность параметров: (мкм); Укр (мкм/с); б) ▲ - дендриты, ® - ячейки

Условия перехода от плоской морфологии границы раздела к ячеистой и дендритной в системе Ре-С-Я1 представлены в форме зависимости радиуса кривизны первичного кристаллита от скорости движения границы раздела фаз К в квазибинарном сплаве (рис. 2, 6) согласно приближенному выражению:

у =__2Р(С/?2 + 4л":Г)_

Я\\-к)С-2К\\-к)Сар + Ат1-ГК(\-к) (в предположении полусферической морфологии вершины растущего кристаллита, отсутствия выделения теплоты кристаллизации и т.д.).

На рассматриваемые структурные переходы оказывает влияние большое число параметров различной природы (термодинамических, теплофизических, кинетических и др.), которые отражены в приведенных моделях, что затрудняет прямую постановку, проведение контрольных экспериментов и согласование расчетных данных с опубликованными результатами опытов на основе локальных оценок скорости кристаллизации, градиента температуры или состава сплава при неадекватности применяемых в расчетах микромасштабных характеристик исследуемых материалов. Сопоставление расчетных зависимостей с экспериментальными данными для системы Ре-С-81 (рис. 2, б) свидетельствует, что реализация режима кристаллизации сплавов на основе железа с ячеистой микроструктурой (¥<1 мкм/с) не имеет технологических перспектив.

Для большинства традиционных технологий получения металлических изделий из расплава характерно формирование дендритной структуры, сопряженное с образованием дендритной ликвации. По этой причине актуальной задачей является рассмотрение условий устранения дендритной ликвации на изделиях, полученных традиционными промышленными методами, путем диффузионного отжига (гомогенизации).

В третьей главе с помощью комплекса компьютерных программ (пакеты термодинамического моделирования ТИегтоСа1с и РОЬУТЕЯМ, пакет диффузионно-контролируемых превращений ОЮТЯА и др.) сформирована поэтапная процедура анализа диффузионного перераспределения компонентов сплава, возникающего при неравновесной кристаллизации, а также рассмотрена кинетика и комплекс факторов, определяющих при гомогенизации диффузионные преобразования исходного перепада концентраций.

На первом этапе путем термодинамического моделирования исследовано изменение геометрии высокотемпературной области серии диаграмм состояния Ре-С-Х,-Х, (/,/' = 81, Мп, Сг, N1 и др.), определены их параметры и проанализированы закономерности раздельного и совместного влияния на нее легирующих элементов.

2? 0.8

«я 0.6 №

С.

н .

о

в

с* = С(/к

С0

г* .= ^ппп кс0

0 0.2 0.4 0.6 0.8

Относительное расстояние л'/0.5у.2

Рис. 3. Изменение концентрации кремния в твердой фазе по сечению конечного междуосного промежутка X: в сравнении с равновесными пределами С*„ш, и С*та, дендритной структуре, характерной

Полученные термодинамические параметры сплавов железа использовали на следующем этапе для расчета распределения компонентов в процессе затвердевания с помощью аналитической модели,

учитывающей вклад диффузии в твердой фазе и коалесценцню дендритных ветвей. Результаты расчета распределения

концентрации С(.т/0.5Х,г)

легирующих элементов в поперечном сечении дендритной ячейки (рис. 3) при заданной скорости охлаждения и для традиционных технологий

изготовления металлических изделии, использовали для задания начальных условий при моделировании гомогенизационной обработки на последующем этапе.

Серия расчетов по гомогенизации элементов замещения с использованием различных подходов позволила определить основные влияющие факторы и требования к выбору режима термической обработки для корректного расчета условий устранения дендритной ликвации с учетом разброса значений междуосных дендритных промежутков, взаимной диффузии легирующих элементов и выбора корректных температурных зависимостей коэффициентов диффузии.

о 1600-

с.

1400-

о.

^

г 1200-

н

1000-

800-

V-

-0.8 2

—N1 Мп ■ Сг -♦-Т'С

Рис. 4. Изменение показателя остаточной микроликвации 5 (прямая, пунктир, точки) и температуры (штрих-пунктир) в процессе автогомогенизации при охлаждении (I стадия), нагреве (II

стадия) и выдержке (III стадия) заготовки перед обработкой давлением

I Стадия

II Стадия

III Стадия

Моделирование гомогенизационной термической обработки для стали проводили в вычислительной среде 01СТ11А. Рассматривали

диффузионное перераспределение компонентов в одномерной однофазной (у-Ре) области, которую в цилиндрических координатах равномерно разбивали сеткой, состоящей из 400 узлов; температура гомогенизации 1220°С. В каждом узле задавали значение концентрации, соответствующее изменению концентрационных профилей в процессе автогомогенизации при изменении температуры в результате охлаждения и нагрева заготовки (I и II стадия на рис. 4). На рис. 5 сопоставлены результаты моделирования гомогенизации хрома и никеля в бинарных и многокомпонентных сплавах железа, позволяющие оценить существенные различия в динамике процесса, связанные с концентрационной зависимостью коэффициентов диффузии различных компонентов.

Снизить время, необходимое для устранения дендритной ликвации, можно путем увеличения температуры гомогенизации, что на практике не всегда можно рекомендовать, или уменьшением характеристического расстояния диффузии (0,5Ь), которое достижимо за счет интенсификации процесса кристаллизации. В последующих главах рассматриваются возможности измельчения дендритной структуры с помощью технологий быстрой кристаллизации, а также изменение характера дендритной ликвации, достигаемое при ускоренном затвердевании.

В четвертой главе представлена модель охлаждения и кристаллизации капель расплава, получаемых при газовой атомнзации, рассмотрены различные факторы, влияющие на данный процесс.

Допущения, сделанные при формировании модели:

• капли имеют сферическую форму, диаметр и объем которых являются постоянными;

• перепад температур между центром капли и ее поверхностью незначителен;

• механическое взаимодействие и теплообмен между каплями не учитывается;

• рассматривается движение капель в ламинарном газовом потоке по осевой линии рабочей камеры атомизатора;

6-[VI«;,Сг

5.....Ее-10%Сг

4 - -Гс-20%Сг

1-1е-1%М

2.....Ге-1<И»!*|

3 - -Ге-20%>|

0.015 0.02 0.025 0.03 0.0.15 0.04 0.045

Число Фурье Ги(|-П.1АГ

Рис. 5. Сравнительные данные по кинетике изменения показателя остаточной микроликвации 8 в зависимости от диффузионного числа Фурье и содержания легирующих компонентов в процессе изотермической гомогенизации

• исследуемый сплав является многокомпонентным твердым раствором на основе железа, центры кристаллизации которого зарождаются в переохлажденном расплаве гетерогенно при заданной объемной плотности центров кристаллизации;

• формирование и рост кристаллов из расплава переменного состава происходит в условиях неравновесной кристаллизации.

Начальная скорость капель расплава .9° намного меньше скорости потока газа, поэтому при попадании капель в высокоскоростной поток газа скорость их движения описывается уравнением:

р"'=у-(р"~Ря )8+1р^И-к^») ; = ^ - 9>''

где К/, р./, 1'\/ - скорость, объем, плотность и наибольшая площадь поперечного сечения капли соответственно; т - время полета капли в потоке газа; р., - плотность газа при температуре Тк\ 9 „(т) - осевая скорость потока газа; g - ускорение свободного падения; 9 ОТн - скорость движения потока газа относительно капли расплава; Си - коэффициент аэродинамического сопротивления, который для сферических частиц рассчитывали по выражению:

6 21 К.ЬУ

С, =0,28 +—+-г=; Яе = !—ц,., - динамическая вязкость и плотность

Яе л/Ке

газа при температуре Тк\ (1 - диаметр капли расплава.

Уравнение теплообмена для капли в газовом потоке имеет вид:

- к,ра ^ = л5,,(7^ - тк) + 085,(7;; -Т*),

где Г</, 7',, - абсолютная температура капли расплава и газового потока; си -удельная теплоемкость расплава при температуре 7",/; Я,/ - площадь поверхности капли; о - постоянная Стефана-Больцмана; е - степень черноты поверхности; /) - коэффициент конвективной теплоотдачи.

При достижении температуры ликвидуса сплава в капле начинается процесс кристаллизации с выделением скрытой теплоты кристаллизации Ь, поэтому уравнение теплообмена приобретает вид:

-р ХМ, = /ад - тк)+а^АТ] - г;),

ск с/т

где /; - доля выделившейся твердой фазы.

Изменение доли твердой фазы рассчитывали по уравнению Колмогорова для условий объемного возникновения гетерогенных центров кристаллизации и их равномерного роста во всех направлениях:

^ = 4Я(1-/Ж.Я(т)/?,2(Т), с/т

где Л/-, - объемная плотность и размер сферических кристаллов, .9- -линейная скорость роста зародышей.

Изменение состава жидкой фазы (С,), при неравновесных условиях кристаллизации рассчитывали по уравнению Онака, в котором учитывается ограниченный характер диффузии компонентов в твердой фазе:

■ а Н/,\„ (1)

С

2а. 2а, +

К)

к

где — коэффициент распределения /-го компонента, определяемый по диаграмме состояния; а, - безразмерное время диффузии в твердой фазе (число Фурье); О,5 - коэффициент диффузии в твердой фазе; т, - локальная продолжительность затвердевания; /о — расстояние между дендритными осями второго порядка.

Большое значение для получения требуемых структурных параметров частицы металла имеют величины, характеризующие изменение температуры в интервале кристаллизации - переохлаждение и средняя скорость охлаждения в интервале кристаллизации &т!Х, которая согласно ряду публикаций определяет расстояния А.2 между вторичными ветвями дендритов (характерная зависимость имеет вид А^а-Иохл''; для стали Х12СгМоУ д=54.38 мкм, 6=0.33).

1200

?!000 я

I 800

О ■

о ^

250 Й

200 5

I Б 6 7 8 10 11

Скорость охлаждения 10' К/с Рис. 6. Изменение средней скорости охлаждения сплава в интервале кристаллизации в зависимости от начального перегрева расплава 57*,/, скорости газового потока 19,',' при <#=50 мкм (а), от диаметра капли и вида транспортирующего газа (б)

= 1.0Е+07 X

1

2 1ЛЕМ16

м

£ 1.0Е+05 с а с

у 1.0Е+04

"... -ч. ^чХелнй

Аргон >. ^^

10.80

Диаметр капли.мкм

Зависимости, представленные на рис. 6, показывают, что изменение начальной скорости потока газа от 100 до 1200 м/с в несколько раз повышает среднюю скорость охлаждения в интервале кристаллизации 9охл, а изменение начального перегрева расплава 87,/ относительно равновесной температуры ликвидуса в пределах 10-300 К слабо влияет на данный параметр.

Уменьшение диаметра охлаждаемой капли со 100 до 1 мкм приводит к значительному увеличению иОХл (рис. 6, б), что с хорошей достоверностью (Я2=0.99 для Аг, N2 и Не) аппроксимируется степенными выражениями (для аргона иихл = 7.5-107с/ '1Я9 К/с; для гелия иохл = 6.3 108й^"' 87 К/с; для азота «охл = 1.5-108й?~186 К/с; с/ — диаметр капли, мкм), которые показывают

14

возможность достижения сверхвысоких скоростей охлаждения (107-10чК/с) и переохлаждений расплава (100-150 К) при достижении размеров капли 110 мкм.

В работе представлено исследование порошков стали Х12СгМоУ, полученных газовой атомизацией в аргоне. Анализ микроструктуры проводили с помощью оптического микроскопа «Ьека-ОМ! 5000» при увеличениях х50-хЮОО и сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) ТЕЗСАЫ Мгга-ЗМ.

Ввиду того, что частицы были получены бестигельным способом, поверхность крупных частиц (рис. 7, а) является неровной и отображает литую структуру материала на СЭМ-изображениях (без какого-либо травления), в то время как поверхность малых частиц лишена заметных неровностей (рис. 7, б).

Г

и

»

ш

А

Рис. 7. СЭМ-И'зображения поверхности крупных (а) и мелких (б) частиц, полученных при

помощи газовой атомизации

Исследование микрошлифов на оптическом микроскопе показало, что сферические частицы имеют структуру, состоящую из равноосных ячеисто-дендритных микрозерен (рис. 8, а), размеры которых (0.5-5 мкм) существенно зависят от диаметра частиц (рис. 9) и мало отличаются на периферии и в центральных областях. Порядок наблюдаемых осей иногда сложно определить, поскольку проследить направление их роста не всегда возможно.

Нередко обнаруживались частицы с отчетливо определяемым центром зарождения, от которого расходились ячеисто-дендритные кристаллиты (см. стрелки на рис. 8, б). Иногда такими центрами зарождения служат другие частицы, присоединенные в результате соударения.

20 мкм

а) мшшшшлшяттттящш б) , ■ , - чайайМРЯЯ

Рис. 8. Ячеисто-дендритная структура атомизированных частиц

Измерение расстояний между дендритными ветвями (ячейками) в зависимости от диаметра частиц (рис. 9) показывает, что с увеличением размера частиц средние междуосные промежутки возрастают, поскольку увеличение продолжительности затвердевания интенсифицирует процесс коалесценции,

Рис. 9. И зменение измеренных междуосных промежутков X в зависимости от диаметра частиц с/ (точки) в сопоставлении с расчетом: пунктир - расчет для частиц, отклоняющихся от основного направления газового потока ( 9 х =100 м/с); точки -расчет для частиц в осевом потоке газа (>9^°= 1200 м/с); линия - степенная зависимость для экспериментальных данных

0 20 40 60 80 100 120 140 Диаметр частицы, мкм

Для оценки локальной химической неоднородности была измерена концентрация легирующих элементов в узлах сетки размером 400x400 ячеек с помощью энерго-дисперсионной приставки СЭМ Oxford Instruments X-MaxN в области размером 34x34 мкм осевой зоны частицы диаметром 60 мкм. Компьютерная визуализация полученных «химических карт» позволила использовать метод случайных секущих для регистрации продольного изменения концентрации компонентов (рис. 10, а) с последующей статистической обработкой (метод дискретного вейвлет-преобразования) для

вызывая растворение тонких ветвей.

выявления ликвационного размаха концентрации (Ст;п-Спшх) и распределения исследуемых компонентов в междуосных промежутках (рис. 10, б).

Рис. 10. Локальное (/) и сглаженное (2) распределение концентрации кремния вдоль случайной секущей (а) и по сечению междуосного промежутка (б) размером 2.4 мкм (точки) в сопоставлении с результатами моделирования при к=0Л6 (3) и кі= 0.85 (4)

Результаты анализа (см. табл.) показывают, что ускоренная кристаллизация частиц атомизированного расплава сопровождается значительным размахом концентрации компонентов вследствие подавления диффузии в твердой фазе.

Таблица - Статистические параметры распределения результатов локального химического анализа частицы сплава Х12СгМоУ

Элемент Сор, % ас, %

Бі 1.08 0.14

Мп 0.35 0.13

Сг 11.9 0.32

№ 0.61 0.15

V 0.30 0.08

Примечание: Сср - среднее значение, ас среднеквадратичное отклонение

В пятой главе представлена модель затвердевания при высоких скоростях роста, адаптированная к условиям кристаллизации капли расплава, полученной при газовой атомизации. В модели принимается отсутствие локального равновесия на границе раздела фаз твердое/жидкое ввиду глубокого переохлаждения расплава. Условия локального равновесия на межфазной поверхности при форсированных режимах затвердевания нарушаются, когда температура, состав жидкой фазы на межфазной границе С" и состав выделяющейся твердой фазы С* становятся зависимыми от скорости кристаллизации. При локально-неравновесной кристаллизации значения

параметров диаграммы состояния к и р претерпевают изменения, характер которых зависит от соотношения скорости перемещения межфазной границы 9 и скорости диффузии компонентов в расплаве Уо, а также скорости переноса компонентов через межфазную границу Уо/. Коэффициент распределения ку локально-неравновесной модели:

к(\-92 /Ур) + 3/Уш К= (Х-9>1У1) + 91У01 ПРИ Э<]° при увеличении скорости кристаллизации изменяется от равновесного значения к до Лу=1 при 19 >КД. Аналогичное соотношение справедливо для тангенса наклона линии ликвидуса ру локально-неравновесной модели. Изменение значений к у и ру приводит к эволюции геометрии неравновесной диаграммы состояния, в частности, определяет величину соответствующего температурного интервала кристаллизации многокомпонентного сплава

= 2>г),(С„),[1-(*,■),]/(*.■).■ при 9 < Ув; (&>,,), = 0 при 9 > У0, где (Со), - начальное содержание /-го компонента в расплаве. Ускоренная кристаллизация вызывает изменение состава жидкой фазы, отличное от условий (1) при локальном равновесии:

сНС,), _ (С,),-МО, (2)

** ^-ла-^т*,.)'

2а, +1

в связи с образованием приграничного обогащенного слоя с концентрацией, определяемой соотношением (с; ), = (С0),- [1 - (1 - /с,. )НРС), ] '. Здесь /Рс) — функция Иванцова от числа Пекле Рс-Ж/Юс, Л - радиус кривизны дендритного ствола.

При высокоскоростном затвердевании, когда значение кг возрастает до 1, формируются условия увлечения и «захвата» компонентов на межфазной границе и достигается предельное состояние бездиффузионной кристаллизации, при котором (С[ ),=(С5*), =(Со),-

Глубокое переохлаждение при кристаллизации малых частиц расплава (100-150 К) обусловливает повышение максимальной скорости охлаждения, которая изменяется в пределах от 105 (при с/=50 мкм) до 109К/с (при с/=0.1-1.0 мкм). В момент наибольшего переохлаждения достигается также максимальная скорость кристаллизации, значение которой соответственно изменяется от 4-10"4 до 102 м/с.

1,20 1,00 аО^О

и

|0;60 0,20

.< 1 1 ........ 1 : ................ .................. / «1 -

к : IV г :Л 1 > / 1 : /\ 1 /с, /с'' --XX ' { 1 :

с; 1 /

1 ; - -1.............—• .....................1................................... 1 :

1,0 10,0 100,0 Диэметр частиц, мкм

й)

■-ч. ------ с. „,У:

1

0,1 1,0 10,0 100,0 Диаметр частиц, мкм

Рис. 11. Влияние диаметра частиц с! на коэффициент распределения Ас, концентрационные параметры и на межфазной границе и средний состав жидкой фазы Сг. (пунктир) при кристаллизации для углерода (а) и кремния (б)

На рис. 11 представлен сводный график изменения неравновесного коэффициента распределения ку и ряда концентрационных параметров процесса (С*/, и на межфазной границе, С/, в жидкой фазе), выявляющий граничные значения диаметра частиц, при которых происходит переход к бездиффузионной кристаллизации (левее точки А на рис. 11, а) и режиму с преобладающим характером локально-неравновесных условий на межфазной границе (левее точки В на рис. II, а, где на межфазной границе происходит эволюция микроструктуры дендриты—»ячейки—»плоский фронт). Результаты проведенного анализа указывают перспективы и средства технологической реализации режима, обеспечивающего допустимый уровень структурной и химической микронеоднородности атомизированных частиц.

Общие выводы:

1. Путем интеграции современных представлений о характере кристаллизационных процессов в широком интервале скоростей роста кристаллитов и возможностей компьютерного моделирования процессов формирования структурной и химической неоднородности разработаны модели для эффективного управления ими за счет ускоренного затвердевания частиц атомизированного расплава и гомогенизации литого металла.

2. При расчете параметров морфологического перехода на границе раздела жидкая фаза / твердая фаза для углеродистых и низколегированных сталей (плоский фронт / ячеистая структура / дендритная структура) исследовано влияние различных факторов и дана оценка условий формирования различных микроструктур.

3. На основе сопряженного компьютерного моделирования равновесных диаграмм состояния многокомпонентных сплавов, формирования дендритной ликвации в процессе их кристаллизации и диффузионного перераспределения легирующих элементов замещения при гомогенизации сталей в зависимости от технологических параметров нагрева, охлаждения и

выдержки заготовок дан сравнительный анализ совместного влияния различных компонентов и их содержания, а также структурной микронеоднородности на кинетику изменения остаточной химической неоднородности.

4. Разработана интегральная математическая модель для совместного анализа гидродинамики, теплообмена и неравновесной кристаллизации многокомпонентных расплавов при газовой атомизации, с помощью которой установлены основные технологические факторы процесса, позволяющие управлять микроструктурой частиц и химической микронеоднородностью.

5. Экспериментальное исследование зависимости микроструктуры атомизированных частиц от их размера свидетельствует о значительном разбросе величины вторичных междуосных промежутков в связи с широким спектром скоростей и условий теплообмена в неоднородном потоке транспортирующего газа, что необходимо учитывать при последующем использовании частиц.

6. Экспериментальное исследование многокомпонентной локальной химической неоднородности при атомизации позволило выявить значительный размах концентрации компонентов сплава и их распределение в междуосных промежутках, являющееся результатом неравновесной кристаллизации, которая свидетельствует о существенном отклонении от условий локального равновесия на межфазной границе.

7. Разработана модель затвердевания сплавов при высоких скоростях роста кристаллитов, адаптированная к условиям сверхбыстрой кристаллизации капли, полученной при газовой атомизации, с учетом локально-неравновесных условий на межфазной границе ввиду глубокого переохлаждения расплава. Путем компьютерного моделирования проанализировано изменение структурной и химической неоднородности в зависимости от размера затвердевающих частиц, что позволило установить их граничные значения, при которых происходит переход к бездиффузионной кристаллизации и режиму с преобладающим характером локально-неравновесных условий на межфазной границе. Результаты проведенного анализа дают возможность разработки технологических режимов, обеспечивающих минимальный уровень структурной и химической микронеоднородности атомизированных частиц.

Основное содержание диссертации изложено в следующих работах:

1. Суфияров В.Ш. Расчет морфологии фронта кристаллизации низкоуглеродистой стали // Материалы XXXIX Международной научно-практической конференции «Неделя науки СПбГПУ»., ФГОУ ВПО «СПбГПУ»: тез. докл., СПб. - 2010. - С. 692-694

2. Суфияров В.Ш., Голод В.М. Исследование формирования дендритной структуры на основе ячеистого фронта кристаллизации // Материалы XVIII Международной научно-методической конференции «Высокие

интеллектуальные технологии и инновации в национальных исследовательских университетах»: тез. докл., СПб. - 2011. — С. 163-166.

3. Суфияров В.Ш., Голод В.М. Анализ условий изменения морфологии фронта кристаллизации низколегированных сталей // Научно-технические ведомости СПбГПУ. - 2011. - №2-3(123). - С. 251-255.

4. Суфияров В.Ш. Расчет процесса гомогенизации для устранения дендритной ликвации в сталях // Материалы XL Международной научно-практической конференции «Неделя науки СПбГПУ», ФГОУ ВПО «СПбГПУ»: тез. докл., СПб.-2011.-С. 66

5. Суфияров В.Ш., Голод В.М., Гюлиханданов E.JI. Моделирование тепловых и кристаллизационных процессов при газовой атомизации сплавов на основе железа // Труды 9-ой Всероссийской научно-практической конференции «Литейное производство сегодня и завтра»: СПб. - 2012. - С. 466-484.

6. Суфияров В.Ш., Цветков A.C. Моделирование процессов устранения химической неоднородности в сталях // Тезисы докладов XI Конференции молодых ученых и специалистов, ФГУП ЦНИИ конструкционных материалов «Прометей»: СПб. - 2012. - С. 35.

7. Суфияров В.Ш. Моделирование тепловых и кристаллизационных процессов при газовой атомизации сплавов на основе железа // Тезисы докладов XI Конференция молодых ученых и специалистов, ФГУП ЦНИИ конструкционных материалов «Прометей»: СПб. - 2012. - С. 37.

8. Суфияров В.Ш., Голод В.М., Гюлиханданов ЕЛ. Моделирование условии формирования дендритной структуры сплавов на основе железа при газовой атомизации // Известия вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. - 2013. - №2. - С. 14-19.

9. Голод В.М., Суфияров В.Ш. Моделирование локально-неравновесных условий при газовой атомизации стали X12CrMoV // Научно-технические ведомости СПбГПУ. - 2013. - № 3(178). - С. 176-182.

10. Голод В.М., Суфияров В.Ш. Моделирование и технологический анализ локально-неравновесных условий при газовой атомизации стали X12CrMoV // Сб.тр. III Всероссийской молодежной школы-конференции «Современные проблемы металловедения»: Пицунда. - 2013 — С.25-34.

Подписано в печать 15.10.2013. Формат 60x84/16. Печать цифровая. Усл. печ. л. 1,0. Тираж 100. Заказ 11113Ь.

Отпечатано с готового оригинал-макета, предоставленного автором, в типографии Издательства Политехнического университета. 195251, Санкт-Петербург, Политехническая ул., 29. Тел.:(812)550-40-14 Тел./факс: (812)297-57-76

Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение

высшего профессионального образования «Санкт-Петербургский государственный политехнический университет»

На правах рукописи

04201364749

Суфияров Вадим Шамилевич

АНАЛИЗ И МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ФОРМИРОВАНИЯ ДЕНДРИТНОЙ НЕОДНОРОДНОСТИ В СТАЛЯХ С ЦЕЛЬЮ ЕЕ УСТРАНЕНИЯ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка

металлов и сплавов

ДИССЕРТАЦИЯ

на соискание ученой степени кандидата технических наук

Научный руководитель: доктор технических наук Гюлиханданов Е.Л.

Санкт-Петербург -2013

Введение...........................................................................................................5

1 Дендритная неоднородность и ее роль в формировании качества литых заготовок.......................................................................................................9

1.1 Формирование структурной микронеоднородности в стали.........9

1.1.1 Оценка параметров дендритной структуры слитков и отливок ......................................................................................................10

1.1.2 Характеристика неоднородности дендритной структуры слитков и отливок в макромасштабе и основные влияющие на нее факторы ......................................................................................................12

1.1.3 Характеристика неоднородности дендритной структуры слитков и отливок в микромасштабе и основные влияющие на нее факторы ......................................................................................................14

1.1.4 Современные представления о механизме формирования дендритной структуры и ликвации..............................................................16

1.1.5 Компьютерное моделирование дендритной неоднородности .. ......................................................................................................19

1.2 Влияние металлургических и технологических факторов на снижение уровня дендритной неоднородности.............................................31

1.2.1 Диффузионный отжиг (гомогенизация)..................................31

1.2.2 Пластическая обработка............................................................32

1.2.3 Управление затвердеванием.....................................................33

1.2.4 Перспективные металлургические технологии обеспечения качества металлических изделий и заготовок............................................35

1.3 Заключение и постановка задач исследования..............................38

2 Изменение морфологии фронта кристаллизации и развитие структурной микронеоднородности при затвердевании в условиях предельной (маргинальной) стабильности.........................................................40

2.1 Анализ границ структурной устойчивости при направленной кристаллизации сплавов железа.......................................................................41

2.2 Условия структурного перехода плоский фронт - ячеистая кристаллизация для сплавов железа при низких скоростях направленного роста (У<Уп)........................................................................................................51

2.3 Оценка условий формирования структуры при затвердевании в металлической форме (изложнице).................................................................54

2.4 Условия структурного перехода ячеистая кристаллизация -дендритная кристаллизация..............................................................................56

3 Формирование дендритной ликвации и возможность ее устранения термической обработкой.......................................................................................63

3.1 Влияние легирующих компонентов на геометрию области кристаллизации диаграмм состояния..............................................................64

3.2 Определение характера распределения легирующих элементов по сечению дендритной ячейки.............................................................................73

3.3 Оценка динамики изменения остаточной микроликвации при гомогенизационной термической обработке..................................................81

3.3.1 Анализ диффузионной подвижности легирующих элементов.

......................................................................................................83

3.3.2 Оценка взаимного влияния компонентов стали на их совместную диффузию..................................................................................88

3.3.3 Влияние количественного содержания легирующего элемента на кинетику гомогенизации.........................................................94

3.4 Моделирование температурно-временного режима гомогенизационной термической обработки..................................................96

3.4.1 Анализ «сопутствующей» гомогенизации, происходящей в процессе технологических операций нагрева и охлаждения....................96

3.4.2 Результаты моделирования штатного гомогенизационного отжига ....................................................................................................101

4 Моделирование ускоренного затвердевания в условиях газовой атомизации .......................................................................................................104

4.1 Разработка модели..........................................................................104

4.1.1 Описание и допущения математической модели.................105

4.1.2 Газодинамические процессы при газовой атомизации........106

4.1.3 Теплообмен в системе «капля расплава - поток газа».........108

4.1.4 Неравновесная кристаллизация в условиях быстрого затвердевания...............................................................................................109

4.1.5 Исходные данные для моделирования..................................111

4.2 Анализ условий затвердевания сплавов при атомизации...........113

4.2.1 Исследование скоростных характеристик системы капля расплава - поток газа...................................................................................113

4.2.2 Влияние технологических факторов на скорость охлаждения и переохлаждение расплавов......................................................................118

4.2.3 Зависимость скорости роста кристаллов от кристаллизационных параметров и интенсивности теплообмена с газовым потоком..........................................................................................128

4.3 Прогнозирование микроструктурных характеристик сплавов ..132

4.4 Исследование структуры порошков, полученных газовой атомизацией......................................................................................................137

4.4.1 Объект и методы исследования..............................................137

4.4.2 Общий вид и поверхность частиц..........................................138

4.4.3 Дендритная структура.............................................................144

4.4.4 Локальная химическая неоднородность................................147

4.5 Моделирование гомогенизации атомизированных частиц........157

5 Моделирование и анализ кристаллизации атомизированных частиц на основе локально-неравновесной модели......................................................161

5.1 Постановка задачи..........................................................................161

5.2 Формулировка модели....................................................................162

5.3 Анализ результатов моделирования.............................................165

Заключение...................................................................................................178

6 Список использованной литературы:..................................................180

Введение

Основным процессом получения изделий из сплавов на основе железа является их кристаллизация из жидкого состояния с получением слитков-полуфабрикатов или отливок - фасонных заготовок. Полученные отливки или слитки подвергаются дальнейшей обработке согласно технологии, которые направлены на устранение несовершенства литого металла -относительно низкие механические свойства и эксплуатационные характеристики. В то же время сам процесс кристаллизации можно считать одним из недостатков традиционной технологии получения металлических изделий. Затвердевание металлов происходит с образованием химической неоднородности - дендритной ликвации, на устранение которой в последнее время обращают все больше внимания. Процессы кристаллизации определяют размеры и морфологию структуры, которые, в конечном счете, влияют на механические и эксплуатационные свойства литого материала.

Развитие в последнее время современных высоких технологий в металлургии и материаловедении с применением сверхбыстрых нагревов и переохлаждений, в том числе импульсных, в отличие от традиционных процессов термической обработки требует особого подхода к управлению фазовыми и структурными превращениями металлов и сплавов. Если рассматривать закалку из жидкого состояния, то наиболее важным процессом является формирование структуры при неравновесной кристаллизации, которая определяет в дальнейшем свойства в твердом состоянии. Существенно изменяется при этом химическая неоднородность, устранение которой гомогенизационным отжигом требует особого рассмотрения, особенно в случае многокомпонентных систем при этом существенно могут изменяться параметры диффузионных процессов вплоть до известных аномалий диктуемых неравновесным переохлаждением. В связи с этим особого внимания требует разработка нового подхода к металловедению и технологическим прикладным проблемам новых технологий, таких как

лазерная закалка и сварка, спиннингование расплава, газовая и плазменная атомизация, техника электромагнитной левитации и т.д. В качестве первого шага моделирование кинетики процессов структурообразования позволяет глубоко понять сущность процессов и дать наиболее эффективный путь к получению значимых экспериментальных результатов.

Моделирование процесса затвердевания сплавов, являющееся эффективным инструментом современного металловедения, вовлекает в рассмотрение значительное число влияющих факторов (теплофизические и физико-химические параметры процесса - коэффициент распределения, интервал кристаллизации, наклон ликвидуса и другие характеристики материала в различных фазовых состояниях). Учёт их совокупного влияния на процесс кристаллизации обеспечивает возможность адекватного прогнозирования структуры и управления ее формированием.

Анализ изменения размеров дендритов при затвердевании в различных условиях в совокупности с моделированием диффузионно-контролируемых процессов, происходящих при нагреве и выдержке материала, позволяют оценить время, необходимое для полного протекания изменений, а также установить наиболее влияющие на скорость процессов факторы.

Использование компьютерного моделирования процессов кристаллизации для определения граничных значений изменения морфологии фронта кристаллизации с дендритного на ячеистый или плоский фронт позволяет определить качественные и количественные условия их реализации.

Для повышения скорости охлаждения расплавов используют современные технологии, обеспечивающие быстрый и эффективный отвод тепла от заготовок. Основной принцип этих технологий неизменен - чем меньше (тоньше) размеры объекта, тем выше скорость охлаждения и, соответственно, меньше параметры дендритных ячеек. Одной из самых продуктивных технологий, использующих высокие скорости охлаждения, является газовая атомизация, в процессе которой струя расплавленного

металла разбивается с помощью потока газа. Сферические частицы расплава, произведенные путем атомизации, подвергаются охлаждению с высокой

3 7

скоростью (10 -10 К/с), степень которой зависит от диаметра частиц и других параметров процесса (тип газа, рабочее давление газа, температура расплава, начальная скорость газа и т.д.).

Целыо работы являлось проведение теоретико-экспериментального анализа и моделирование процессов неравновесной кристаллизации легированных сплавов на основе железа в зависимости от температурно-времеиных параметров с установлением режимов и технологий приводящих к минимальной химической неоднородности.

В ходе работы был выполнен обзор современных представлений о моделировании кристаллизационных процессов в широком скоростей роста кристаллов, изучении процессов устранения химической неоднородности сплавов за счет гомогенизации и ускоренного затвердевания с получением сферических частиц газовой атомизацией, поставлены задачи исследований.

Во второй главе представлены подходы, позволяющие определить граничные условия формирования плоского фронта кристаллизации, а также рассмотрен структурный переход ячеистая кристаллизация - дендритная кристаллизация применительно к углеродистым и низколегированным сталям.

Третья глава содержит сравнительный анализ закономерностей протекания диффузии легирующих элементов замещения в сталях с различной степенью дендритной неоднородности при гомогенизации. Также представлены результаты моделирования изотермического диффузионного отжига с целыо устранения дендритной ликвации, выполненные с помощью программного пакета диффузионно-контролируемых превращений 1)1СТ11А.

В четвертой главе представлена модель охлаждения капли расплава, полученной с помощью технологии газовой атомизации, которая учитывает изменение скорости капли и окружающего ее потока газа, температуры во время полета и ход ее кристаллизации. Рассмотрены зависимости изменения

скоростей потока газа и капли, их относительной скорости, а также значения интенсивности охлаждения при изменении диаметра капель и типа газа, перегрева расплава и начальной скорости потока, которые дают представление о наиболее важных технологических факторах газовой атомизации. Представлено исследование морфологии поверхности и дендритной микроструктуры частиц стали Х12Сг-Мо-У, полученных газовой атомизацией с помощью оптической и сканирующей электронной микроскопии, с помощью энергодисперсионного анализа изучена химическая неоднородность.

В заключительной главе представлена модель изменения морфологии кристаллитов и перераспределения легирующих компонентов при высоких скоростях кристаллизации базирующаяся на предположении о нарушении локального равновесия на границе раздела жидкая фаза - твердая фаза. Математический аппарат модели успешно интегрирован в модель ускоренной кристаллизации в условиях газовой атомизации, представленный в четвертой главе. Произведенные расчеты с помощью обобщенной модели позволяют определить верхнюю границу размеров частиц не подверженных ликвации.

1 Дендритная неоднородность и ее роль в формировании качества литых заготовок

1.1 Формирование структурной микронеоднородности в стали

Явления затвердевания играют важную роль во многих процессах, используемых в различных областях: от технологии производства до физики твердого тела. Большинство заготовок для изделий из стали производится, как правило, затвердеванием из жидкого расплава. В жидкую фазу можно легко вводить легирующие элементы, а также производить заливку расплава в фасонные формы. Таким образом, закладываются будущие механические и функциональные свойства изделия, а также его геометрические размеры. Однако, природа затвердевания расплавов такова, что в процессе затвердевания жидкого металла в форме или изложнице происходит ликвация - образование химической неоднородности. Ликвация - давно известный металлургам процесс [1], который с успехом использовался для очистки руд и получения чистых металлов.

Когда деталь отлита в форму, структура, образующаяся в результате затвердевания, определяет многие свойства изделия. Это справедливо даже для слитков, несмотря на распространенное мнение, что их дефекты могут быть ликвидированы при последующей пластической обработке (ковке, прокатке). На практике многие дефекты, проходя через все стадии изготовления, доходят до готового изделия. Наличие значительных дефектов не позволяет получить желаемые механические свойства, а колебания в химическом составе приводят к тому, что коррозионные и усталостные свойства в разных местах изделия становятся различными.

1.1.1 Оценка параметров дендритной структуры слитков и отливок

Многочисленные публикации, посвященные исследованию дендритной микроструктуры промышленных сплавов на основе железа [2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 10 и др.], в том числе - недавние обзорные статьи [8, 11], содержат данные о величине первичных Х\ и вторичных Х2 междуосных промежутков, а также их зависимости от различных металлургических и технологических факторов. Внимание к данным параметрам дендритной неоднородности стали вызвано их значительным влиянием на формирование литейных дефектов (дендритной ликвации, газоусадочной пористости, горячих трещин и т.д.) и соответствующих механических свойств литого и деформированного металла [12, 13].

Расстояния между дендритными ветвями находятся в зависимости от времени затвердевания сплава или скорости охлаждения в интервале затвердевания. Обычно для оценки соотношения между средней скоростью охлаждения &0%л и расстоянием между вторичными ветвями дендритов Я2 используют статистический анализ, результатом которого является установление полуэмпирических зависимостей, получивших подтверждение для широкого круга сплавов и условий охлаждения [11, 14, 15]:

=а'«9о"хл, (1.1)

где а и Ъ - коэффициенты, зависящие от характеристик изучаемого сплава. Увеличение скорости охлаждения вызывает сокращение вторичных междуосных расстояний (рис. 1.1-1.2), поскольку при этом уменьшается локальная продолжительность затвердевания, длительность которой определяет ход диффузионной коалесценции [12], развивающейся под влиянием эффекта Гиббса-Томсона вследствие различия кривизны поверхности раздела фаз в различных участках дендритной структуры [16]. На рис. 1.1 приведены графические зависимости изменения расстояний между осями дендритов второго порядка в зависимости от средней скорос�