автореферат диссертации по металлургии, 05.16.04, диссертация на тему:Исследование физико-химического механизма графитизирующего модифицирования заэвтектоидной стали с целью совершенствования технологического процесса производства отливок

ВВЕДЕНИЕ

1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА И ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА РАБОТЫ

2.1. Объект исследования

2.2. Количественная металлография

2.3. Определение модуля упругости цементита

2.4. Определение диффузионной подвижности атомов углерода и железа

2.5. Физические методы исследования

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА ГРАФИТИЗАЦИИ В МОДИФИЦИРОВАННОЙ ЗАЭВТЕКТОИДНОЙ СТАЛИ ПРИ ГРАФИТИЗИРУЮЩЕМ ОТЖИГЕ

3.1. Исследование свойств цементита

3.2. Исследование диффузионных процессов участвующих в графити-зации

3.2.1. Исследование влияния графитизирующего модифицирования на диффузионную подвижность атомов углерода

3.2.2. Исследование влияния графитизирующего модифицирования на диффузионную подвижность атомов железа

3.3.Исследование устойчивости цементита в заэвтектоидной стали 68 3.3.1 .Исследование устойчивости вторичного цементита 71 3.3.2. Исследование устойчивости эвтектоидного цементита

3.4. Обсуждение результатов

3.5. Выводы

4. ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЗМА ГРАФИТИЗИРУЮЩЕГО МОДИФИЦИРОВАНИЯ ЗАЭВТЕКТОИДНОЙ СТАЛИ

4.1. Расчет эвтектической концентрации углерода в модифицированной подвижность атомов железа и других элементов, диффундирующих по ва-кансионному механизму.

3. Лимитирующим звеном процесса графитизации заэвтектоидной стали на стадии роста графитных включений является самодиффузия атомов железа.

4. Механизм действия графитизирующего модификатора заключается в повышении термодинамической активности углерода в жидкой стали.

Публикации. Основное содержание диссертации изложено в 10 публикациях.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, общих выводов, списка используемых источников и приложения. Работа изложена на 132 страницах машинописного текста, содержит 48 рисунков и 16 таблиц. Библиография включает 105 наименований. выявлено, что лимитирующим фактором процесса графитизации заэв-тектоидной стали при графитизирующем отжиге на стадии роста графитных включений является самодиффузия атомов железа; установлено, что графитизирующее модифицирование оказывает влияние на диффузионную подвижность атомов углерода и устойчивость цементита и не влияет на диффузионную подвижность атомов железа; установлено влияние графитизирующего модифицирования на продолжительность графитизирующего отжига эаэвтектоидной стали. Практическая ценность. На основании полученных результатов предложен ряд технологических решений по использованию процесса графитизтрующе-го модифицирования заэвтектоидной стали в конкретных условиях производства отливок. Это обеспечивает получение графита в заэвтектоидной стали в литом состоянии или позволяет в 5-6 раз сократить продолжительность графитизирующего отжига отливок.

Апробация. Основные материалы диссертации доложены и обсуждены на: IX Российской научно-технической конференции: Теплофизика технологических процессов. - Рыбинск, 1996; Всероссийской научно-технической конференции: Повышение эффективности механообработки на основе аналитического и экспериментального моделирования процессов. - Рыбинск, 1999; III Всероссийской научно-технической конференции: Методы и средства измерений физических величин. - Нижний Новгород, 1999; научных семинарах кафедры "Металловедение и литейное производство" РГАТА в 1997-1999г. Автор защищает следующие научные положения, установленные в работе:

1. Цементит, полученный при нагреве закаленной заэвтектоидной стали имеет переменный химический состав, что отражается в изменении значений модуля нормальной упругости и температуры Кюри.

2. Графитизирующее модифицирование оказывает существенное влияние на диффузионную подвижность атомов углерода в аустените и не влияет на

Актуальность. Заэвтектоидная сталь с содержанием углерода до 2,0% обладает высокими физико-механическими и эксплуатационными характеристиками. Наличие графитной фазы придает ей антифрикционные и жаростойкие свойства, улучшает демпфирующую способность и обрабатываемость. В условиях современного литейного производства, характеризующихся высоким уровнем развития процессов электроплавки и наличием значительных ресурсов стального лома, заэвтектоидная сталь становится перспективным конструкционным материалом, который может эффективно использоваться в качестве равноценных заменителей легированных сталей, сплавов цветных металлов, высокопрочных чугунов.

Однако широкое использование заэвтектоидной стали в настоящее время сдерживается существующим технологическим процессом, включающим обязательную графитизирующую термическую обработку отливок. Процесс отжига является достаточно сложным и продолжительным, что серьезно усложняет и удорожает производство отливок. Поэтому актуальной задачей является совершенствование существующего технологического процесса в направлении сокращения или исключения этапа графитизирующего отжига. Цель работы. Изучение влияния графитизирующего модифицирования на процессы, протекающие при графитизации заэвтектоидной стали в твердом состоянии, и исследование физико-химического механизма графитизирующего модифицирования заэвтектоидной стали с целью совершенствования технологического процесса производства отливок. Научная новизна: предложен механизм графитизирующего модифицирования заэвтектоидной стали, связанный с изменением термодинамической активности углерода и смещением эвтектической точки;

1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА И ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЯ

В машиностроении используется большое количество отливок из стали и чугуна. Литейные стали, обладая высокими прочностными характеристиками, уступают чугунам по некоторым свойствам, в частности, по износостойкости, демпфирующим и литейным свойствам. Поэтому большой интерес для машиностроителей представлял бы материал, сочетающий лучшие качества чугунов и сталей. Таким материалом является графитизированная сталь, интерес к которой несколько снизился в связи с появлением высокопрочного чугуна. Однако в последнее время, в связи с подорожанием магниевых и РЗМ лигатур, а также с переходом на электроплавку, интерес к графитизированной стали как у нас, так и за рубежом вновь возрастает [1,2,3]. Эта сталь обладает достаточно высокими механическими свойствами (табл. 1).

Таблица 1

Механические свойства Бе-С сплавов

Сплав ав, МПа 8,%

Сталь 35ГЛ 550 12

Графитизированная сталь ЭИ 366 590 14

Серый чугун СЧ 20 210

Высокопрочный чугун ВЧ 45 450 2Д

Наличие графитной фазы улучшает антифрикционные и жаростойкие свойства, что позволяет использовать ее при производстве коленчатых валов, прокатных валков, кузнечных штампов, и других деталей, предназначенных для работы в сложных температурно-силовых эксплуатационных условиях

1,2,4-7]. Кроме того, графитизированная сталь, вследствие смазывающего действия графита и его способности впитывать и равномерно распределять смазочные вещества, обладает повышенной износостойкостью и обрабатываемостью резанием, которая сравнима с обрабатываемостью высокопрочного чугуна с шаровидным графитом [1]. Износостойкость детали из данной стали гораздо выше, чем детали из стали 110Г13Л [1, 8].

Графитизированная сталь поддается различным видам термообработки: закалке, отпуску, отжигу, поверхностной закалке ТВЧ, хи-микотермической обработке, лазерному поверхностному упрочнению и т.д. [1], что находит применение на практике.

По прочностным свойствам графитизированная сталь лишь немного уступает высокопрочным чугунам высоких марок (ВЧ100, ВЧ120), а по пластичности превосходит как ковкие (КЧ) так и высокопрочные чугуны (ВЧ).

В то же время, производство отливок из ВЧ является очень сложным процессом. Технология требует тщательного контроля химического состава, особенно в отношении элементов обладающих демодифицирующим эффектом, присутствие которых в сотых, а иногда и в тысячных долях достаточно, чтобы вызвать частичную или полную деглобуляризацию модифицированного чугуна [9] . Дополнительное оборудование для проведения операции модифицирования, отсутствие шихтовых материалов [10, 11, 12] , дороговизна магниевых и РЗМ-лигатур (3430 руб./т. в ценах 1981 г.) [12] - все это дополнительно затрудняет производство отливок из ВЧ. Поэтому графитизированная сталь, во многих случаях является эффективной альтернативой ВЧ

В настоящее время структура графитизированных сталей в отливках формируется обычно в процессе графитизирующего отжига, например по следующему режиму [4] : медленный нагрев до 870°С в течении 6 часов, выдержка при данной температуре в течении 4 часов и охлаждение с печью до

660 °с в течении 34 часов. Таким образом графитизирующий отжиг этой стали является достаочно сложным и продолжительным. Для ускорения процесса графитизации прибегают к помощи предварительной термообработки: закалке с последующим графитизирующим отжигом [1] . Этот вид обработки эффективен, однако, в большинстве случаев нетехнологичен из-за опасности коробления отливок и возникновения закалочных трещин.

Наличие длительного и сложного графитизирующего отжига серьезно повышает стоимость изделий. Поэтому актуальной задачей является сокращение или исключение этапа графитизирующего отжига [13,14,15].

Крупным достижением металловедения и литейного производства в данном направлении считается разработка технологий графитизации литой стали в процессе охлаждения отливок в литейной форме [1]. Это достигается путем контролируемого охлаждения металла (1ЗАл=1580±20°С) в керамических формах, предварительно нагретых до ^380±20°С. Технологией обеспечивается медленное прохождение отливками аустенитного интервала температур, что позволяет сверхэвтектоидному углероду выделятся в виде графита. Скорость охлаждения металла составляет Уохл.^ 0,133°С/с [1]. Однако, данная технология является очень сложной и потому недоступна большинству литейных предприятий. Поэтому поиски других путей получения графита непосредственно в структуре литой стали остается актуальной задачей.

Так в работах [2, 13, 14, 15] исследовалась возможность получения графитизированной стали путем модифицирования расплава графитизирую-щими присадками. Опробовались различные виды модификаторов, подбирались оптимальный химический состав сплава, количество вводимого модификатора, а также влияние различных химических элементов на графитиза-цию стали. Опробовались алюминий, ферросилиций, феррованадий, ферро-титан, силикокальций, силикоцирконий и магний в количестве от 0,1 до 3,0 % . Было установлено, что наибольший эффект графитизации сплава достигается при модифицировании ферросилицием в количестве от 0,5 до 1,0 % . Оптимальный химический состав модифицированной стали 1,3-1,8 % С, 0,82,3 % 81, 0,4-2,5 % Мп, 0,03-0,7 % Сг, 0,5-3,5 % Си [15]. Однако, процесс гра-фитизирующего модифицирования заэвтектоидной стали остался неизученным, а физико-химический механизм модифицирования этой стали невыясненным, в следствии чего, по-видимому, графитизирующее модифицирование пока еще не нашло применения при производстве отливок.

На наш взгляд, немаловажным является то обстоятельство, что общая теория модифицирования литейных сплавов, на основе которой можно было бы анализировать процессы графитизирующуго модифицирования заэвтектоидной стали, к настоящему времени еще не разработана. Существует большое количество частных теорий и гипотез о влиянии модификаторов на процесс структурообразования Бе-С сплавов [34]. Существующие теории модифицирования могут быть представлены в следующем виде [105]:

1. Явления, сопровождающие модифицирование, объясняются образованием в жидкой фазе мелкодисперсных включений - зародышей, создающих "замутнение" жидкого металла и облегчающих зарождение центров кристаллизации.

2. Адсорбционные теории П.А.Ребиндера [16], В.Е. Васильева, Б.С. Мильмана, А.Ф. Ланда и др. связывающие явления модифицирования с влиянием адсорбирующихся примесей на образование и скорость роста отдельных центров кристаллизации, особенно на начальной стадии процесса. Влияние модификатора при этом выражается: а) в уменьшении размеров критического зародыша кристаллов; б) в изменении их формы в случаях избирательной адсорбции на определенных гранях кристаллов; в) в изменении условий срастания образовавшихся кристаллов.

Первая группа этих гипотез в свою очередь подразделяется на две подгруппы - зародышевую и флуктуационную.

Объединяющей идеей первой группы является представление о том, что роль модифицирования сводится к образованию зародышей в расплаве, на которых кристаллизуется графит. Такими зародышами могут служить частицы карбидов [17-21] , оксидов и сульфидов [22, 23] , силицидов [24] , микропузырьков газов [25].

Объединяющей идеей второй группы гипотез является представление о том, что в результате модифицирования кремнийсодержащими добавками при их растворении в жидком сплаве возникают микрообъемы, обогащенные кремнием в которых уменьшается растворимость углерода в расплаве и он выделяется из жидкости в виде графита, образуя флуктуации [24,26,27,105].

Характерным для всех этих работ, является представление о непосредственном взаимодействии графитизирующей добавки с растворенным в жидком металле углеродом. В результате, по мнению авторов [17-27], создаются условия либо для уменьшения растворимости углерода и, следовательно, появления графитной фазы в жидкости, либо для образования зародышей в виде химических соединений, на которых в последствии кристаллизуется графит. По мнению же [28] , этот подход является неверным, т.к. в условиях конвективного перемешивания металла, при котором производится модифицирование, любое графитное образование, которое появится в расплаве в результате растворения или распада какого либо карбида не может быть устойчивым во времени.

В работах [29, 30, 31] также ставится под сомнение возможность взаимодействия графитизирующего модификатора с углеродом расплава. Такой вывод сделан на основании опытов, проведенных при модифицировании Ре-С расплава чистым кремнием и графитом. Опыты показали, что такое воздействие не оказывает влияния на графитизацию. В результате модифицирования не обнаружили микрообъемов, обогащенные кремнием [31] .

В работе [32] И.Н.Богачевым высказана мысль, что сущность модифицирования связана как с "замутняющим" действием присадки, так и с ее адсорбционным воздействием. Позднее в работе [4] он развил это предположение. Ведущую роль в процессе графитизации модифицированного расплава он отвел зародышам: "Модифицирование малоуглеродистого и малокремнистого чугуна - типичная инокуляция воздействием активных зародышей. Поверхностные явления (адсорбционные пленки) играют роль в процессе дальнейшего роста графитового зародыша".

Существуют также и другие гипотезы [33] . Например, по мнению авторов работы [33], роль модификатора сводится к связыванию в устойчивое соединение элементов замедляющих графитизацию. Это 8, 02, N2 и др. элементы, которые адсорбировались на поверхности существующих (нераство-ренных) в расплаве графитных включениях, приостанавливают их рост, дезактивируя их как зародыши графита.

Анализ изложенных представлений, выполненный в работе [34] показывает, что теории, о которых идет речь, построенные на обобщении имеющегося большого массива экспериментальных данных и практических наблюдений, не отражают тем не менее природы всей совокупности взаимосвязанных и взаимообусловленных эффектов, которые проявляются в процессах модифицирования литейных расплавов. Одна из причин видится в том, что при теоретическом рассмотрении этих процессов недостаточно учитываются изменения характера межатомного взаимодействия в модифицированных расплавах.

Б.Б.Гуляевым обоснованы представления о модифицировании как о важнейшем методе физико-химического воздействия на кристаллизующийся сплав. Механизм модифицирующего влияния элементов на литейные расплавы Б.Б.Гуляев закономерно связывает со структурой наружных незаконченных электронных оболочек их атомов, отмечая, что модифицирующие элементы для тех или иных атомов занимают вполне определенное место в периодической системе Менделеева, а модифицирующая способность этих элементов изменяется периодически в зависимости от периодического изменения структуры внешних электронных конфигураций их атомов [35] .

Физико-химический механизм графитизирующего модифицирования чугуна может быть представлен из анализа механизма процесса растворения графитизирующего модификатора, например, ферросилиция, в Бе-С расплаве. По мнению И.А. Вашукова [36, 37], этот процесс является сложным, включающим макрорастворение, то есть разрушение относительно слабых связей между атомными сегрегациями и макромолекулами модификатора, и последующее микрорастворение, когда разрушаются более прочные связи в этих макромолекулах и сегрегациях, и атомы модификатора переходят в раствор. Атомный механизм растворения модификатора по данным [14, 38, 39] включает последовательный переход слаболокализованных электронов модификатора сначала в тг-зону С, откуда они далее переходят в Б-полосу и затем в результате Б-ё электронного обмена - в ё-полосу Бе. Как раз во время нахождения электронов модификатора в л-зоне и наблюдается эффект интенсивной графитизации сплава, поскольку при затвердевании сплава они захватываются кристаллизующимся углеродом и образуют тс-связи С-С в появляющемся при этом графите. Заполнение л;-зоны слаболокализованными электронами атомов модификатора автоматически приводит к увеличению взаимодействия С-С и к уменьшению взаимодействия Бе-С , вследствие чего, в частности, уменьшается вязкость и улучшается жидкотекучесть чугуна, уменьшается переохлаждение при эвтектической кристаллизации, увеличивается межфазное натяжение на гранях кристаллов графита, уменьшается устойчивость цементита, то есть обуславливается совокупность известных эффектов графитизирующего модифицирования чугуна. По мере перехода электронов атомов модификатора в d-полосу Fe взаимодействие С-С уменьшается, а взаимодействие Fe-C , напротив, возрастает, поэтому в процессе демодифицирования сплава , например, при выдержке расплава после введения модификатора, устойчивость цементита повышается и , наконец, она стабилизируется после того, как завершится переход этих электронов в d-полосу Fe. Но в процессе такого перехода уменьшается количество электронов с нескомпенсированными спинами в d-полосе Fe, что приводит к увеличению ковалентной составляющей связи Fe-Fe, то есть при демодифициро-вании расплава одновременно увеличиваются межатомные взаимодействия Fe-Fe и Fe-C, в результате чего не только уменьшается интенсивность графи-тизации при затвердевании сплава, но и после того как микрорастворение модификатора завершится, расплав приобретает большую склонность к ме-тастабильному затвердеванию, чем имел до введения модификатора.

По мнению [34], при таком подходе наиболее полно объясняются закономерности, происходящие в модифицированных сплавах, и возможно корректное объяснение совокупности эффектов модифицирования тех или иных сплавов, а также возможно установление некоторых общих закономерностей реализации процессов модифицирования в сплавах одного типа.

Процесс графитизации Fe-C сплавов в твердом состоянии, так же как и модифицирование, описывается большим количеством теорий. Разнообразие точек зрения обусловлено сложностью как самого процесса графитизации, так и контроля отдельных его стадий. Многие вопросы до сих пор являются спорными [33]. Наиболее важным из них является вопрос о лимитирующем звене процесса графитизации. В ряде выполненных работ [4, 40, 41] считают, что ведущим в процессе графитизации является углерод, раздвигающий металлическую матрицу. Согласно другой точки зрения [42, 43] "узким звеном" графитизации считается самодиффузия атомов железа, в результате которой происходит образование полостей в металлической матрице, заполняющихся графитом. Имеются также работы [44], в которых лимитирующая роль процесса отводится стабильности карбидов, так как они являются основными носителями углерода в Ее-С сплавах. Следовательно, их стабильность может оказать влияние на скорость процесса графитизации в Бе-С сплавах.

До сих пор остается невыясненным вопрос о природе цементита, дискуссионными также остаются вопросы, связанные с его свойствами. Новые научные данные представлены в работах [45, 46] . Авторы исследовали свойства цементита белого чугуна. Результаты показали, что магнитные свойства цементита зависят от его происхождения. Цементит, образовавшийся из аустенита, имеет более низкую температуру Кюри (Тк), малую магнитострикцию и высокие характеристики, обобщенно говоря, формирующие ЭДС. И напротив, цементит, образовавшийся из жидкости, обладает более высокими Тк, магнитострикцией и сравнительно низкими свойствами, формирующими ЭДС. В работах [47, 48, 49] изучались свойства цементита заэвтектического чугуна. Результаты исследований показали, что микротвердость первичного цементита гораздо выше, чем эвтектического, а скорость графитизации [49] эвтектоидного цементита гораздо выше, чем у всего остального.

Таким образом свойства и поведение цементита, принадлежащего различным структурным составляющим Бе-С сплавов, заметно отличаются. Однако в целом для объяснения процесса графитизации Бе-С сплавов изложенной информации оказывается недостаточно.

Обобщая изложенное, можно сделать следующие заключения:

1. Графитизированная сталь является достаточно перспективным конструкционным материалом, обладает набором высоких механических и эксплуатационных свойств.

2. Недостатком технологии производства отливок из данной стали, является наличие сложного и продолжительного графитизирующего отжига. Поэтому актуальной задачей является его сокращение или исключение из производственного цикла.

3. Идея получения графитизированной стали непосредственно при кристаллизации при помощи графитизирующего модифицирования не реализована из-за недостаточной изученности данного процесса.

4. Не существует единого мнения о влияние модифицирования на стабильность цементита и на отдельные звенья процесса графитизации Бе-С сплавов. Не установлен лимитирующий фактор процесса графитизации заэв-тектоидной стали при графитизирующем отжиге.

5. Свойства цементита, входящего в структуру заэвтектоидной стали не изучены.

Для решения перечисленных проблем необходимо исследовать влияние модифицирования на процессы, протекающие при графитизации заэвтектоидной стали в твердом состоянии, и изучить механизм графитизирующего модифицирования заэвтектоидной стали. Для этого необходимо решить следующие задачи:

1. Изучить физические свойства эвтектоидного и вторичного цементита, входящих в структуру заэвтектоидной стали.

2. Установить влияние модифицирования на стабильность эвтектоидного и вторичного цементита, определить роль цементита в процессе графитизации.

3. Изучить диффузионные процессы, участвующие в графитизации по вакансионному (атомы замещения - Бе) и междуузельному (атомы внедрения- С) механизмам, установить влияние на них графитизирующего модифицирования, и определить их роль в процессе графитизации.

17

4. Установить влияние модифицирования на скорость и продолжительность отдельных стадий графитизации.

5. Исследовать процесс графитизации модифицированной заэвтек-тоидной стали при кристаллизации.

6. На основании полученных результатов разработать рекомендации по совершенствованию технологического процесса производства отливок из заэвтектоидной стали.

4.4. Выводы

1. Результатами микрорентгеноспектрального анализа установлено наличие в структуре модифицированной и демодифицированной заэвтектоидной стали микрообъемов, обогащенных кремнием. Однако на процесс гра-фитизации заэвтектоидной стали они влияния не оказывают. Не обнаружено также других свидетельств непосредственного влияния кремния на графитизацию модицированной заэвтектоидной стали.

2. В результате графитизирующего модифицирования повышается термодинамическая активность углерода, вследствие чего эвтектическая точка системы Ре-С смещается по оси концентраций углерода влево, сплав оказывается заэвтектическим и включенгия графита образуются в результате кристаллизации углерода, выделяющегося из жидкости.

3. Установлено, что в результате графитизирующего модифицирования заэвтектоидной стали смещаются также и другие точки диаграммы состояния системы Ре-С, в частности, точка Е.

5. ПРАКТИЧЕСКОЕ ПРИМЕНЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ ИССЛЕДОВАНИЯ

Результаты наших исследований показали, что при введении графитизи-рующего модификатора (ферросилиция) непосредственно в расплав возможно получение отливок из литой заэвтектоидной стали с перлито-графитной структурой непосредственно при кристаллизации. Таким образом, модифицированный расплав можно использовать для заливки литейных форм непосредственно после введения модификатора. Это подтверждается работой [15], в которых технология графитизирующего модифицирования опробовалась при производстве отливок типа валков.

Однако, как показывают наши исследования, эффект графитизирующего модифицирования непродолжителен. После введения модификатора, сплав в процессе выдержки интенсивно демодифицируется и его структура достаточно быстро возвращается к исходной структуре немодифицированного сплава. Скоротечность эффекта графитизирующего модифицирования заэвтектоидной стали обусловливает понятные сложности литейной технологии, поскольку модифицированный расплав должен быть разлит в формы до того как он демодифицируется.

В тех случаях, когда это является затруднительным, графтизирующее модифицирование можно применять с целью сокращения продолжительности графитизирующего отжига отливок. Так как в нашей работе было установлено, что возможность интенсивной графитизации модифицированной стали сохраняется также и после того, как эффект модифицирования исчезает и в отливках формируется обычная микроструктура литой заэвтектоидной стали. Проведенные исследования показали, что при графитизирующем отжиге отливок из демодифицированной стали продолжительность терминеской обработки с целью получения в отливках перлитной и ферритной матрицы сокращается в 5- 6 раз в сравнении с обычной технологией.

Обнаруживается также возможность создания технологии получения отливок из модифицированной заэвтектоидной стали, при которой формирование модифицированной структуры в отливках перестает лимитироваться временем, в течение которого сохраняется эффект модифицирования. С этой целью может быть применена известная технология внутриформенного модифицирования, широко используемой в производстве отливок из ЧШГ. Модификатор располагают в литейной форме в специальной камере, являющейся элементом литниковой системы, поэтому расплав модифицируется непосредственно перед поступлением в полость литейной формы. Формирование модифицированной структуры в отливках перестает лимитироваться временем, в течение которого эффект модифицирования сохраняется при обычном введении модификатора в ковш.

Используя существующий опыт производства отливок из ЧШГ, на базе имеющихся литнинковых систем и реакционных камер [100], и с учетом особенностей литейных свойств заэвтектоидной стали, была разработана литниковая система с реакционной камерой.

Расчет параметров литниковой системы производился по методике [101], согласно которой наиболее целесообразным является применение сужающейся литниковой системы с параметрами Fi: F2: F3: F4: F5 = 1,0 : 1,1 : 1,12 : 1,25 : 1,3 где Fi - площадь питателей;

F2 - площадь шлакоуловителя;

F3 - площадь выходного канала из реакционной камеры;

F4- площадь входного канала в реакционную камеру;

F5 - площадь стояка.

Расчет реакционной камеры производился по методике [102]: Ч

Рк= -, (19)

ФР где - площадь реакционной камеры, см2; ц- массовый расход металла; ФР - фактор растворения (0,04 - 0,06).

Толщина слоя модификатора Ь : ь=-, (20)

Ик где Ус - насыпной объем модификатора, см3.

Схема литниково-питающей системы с реакционной камерой представлена на рис.44. С целью создания интенсивного перемешивания металла с модификатором подвод металла в реакционную камеру производится по касательной.

Оптимальный размер частиц модификатора составляет от 1 до 4 мм, что способствует наиболее эффективному усвоению модификатора и его равномерному распределению по объему жидкого металла. Наши исследования показали, что использование в качестве модификатора частиц менее 1 и более 4 мм не эффективно, так как при этих условиях достаточного усвоения модификатора расплавом не происходит.

Температуру заливки металла в форму определяли опытным путем. При перегреве металла до 1700 °С на отливках получали пригар. При температуре заливаемого металла 1500 °С происходило перемерзание металла в питателях и форма не заполнялась. Таким образом наиболее приемлемая температура заливки 1600 ± 50 °С.

Для проведения опытных плавок были выбраны различные виды отливок: типа корпус (рис.45,а), типа фитинга с толщиной стенки 10 мм (рис.45,б) и массивная отливка типа валка с толщиной стенки до 100 мм (рис.45,в). Плавку металла производили в индукционной тигельной печи ИСТ- 016 с кислой футеровкой. Модифицирование расплава осуществлялось ФС 75 из расчета введения в расплав 1% кремния.

Отливка корпус

Рис. 45а Отливка фитинг

Отливка валок

Рис.45в

Контроль микроструктуры отливок осуществлялся по образцам вырезанным из различных частей отливок верха, низа, центра и краев. Типичная микроструктура всех вырезанных образцов из всех полученных отливок представлена на рис.46.

Микроструктура отливки х 100 а)

Микроструктура отливки х 100

Микроструктура отливки х500

119

Как видно отливки имеют перлито-графитную структуру по всему объему, и во всех случаях имеют качественную микроструктуру модифицированной стали. Следовательно, можно сказать, что поступающий в форму сплав полностью промодифицирован. Это подтверждается данными рентге-ноструктурного анализа (см. табл. 16). Согласно табл. 16, процесс растворения и распределения кремния успевает завершиться полностью.

Исследования литейных свойств модифицированной заэвтектоидной стали, показали, что при модифицировании возрастает жидкотекучесть сплава и уменьшается объемная усадка. Результаты приведены на рис. 47,48.

Таким образом, обнаруживается, определенный набор технологических решений по использованию процесса графитизирующего модифицирования заэвтектоидной стали в тех или иных конкретных условиях производства отливок. Графитизирующий модификатор можно вводить непосредствено в разливочный ковш, либо использовать технологию внутриформенного модифицирования. В обоих этих случаях графитизация сплава происходит в процессе кристаллизации отливок. Но графитизирующее модифицирование можно также применять и с целью сокращения длительности термической обработки отливок. В целом же, появляется возможность, значительного увеличения объемов применения заэвтектоидной стали, в производстве литья.

Жидкотекучесть сплавов I

23модиф. зазвтект. сталь 4- высокопрочный чугун заэвтект. сталь 5- сталь 35ГЛ серый чугун

Рис.47 Объемная усадка сплавов

•ч

03 & 3 о ей IX 2 Ф ьЧ N0 о

I-23модиф. заэвтект. сталь заэвтект. сталь серый чугун

4- высокопрочный чугун

5- сталь 35Г1 Рис.48

ЗАКЛЮЧЕНИЕ Основные результаты работы сводятся к следующему:

1. Получены новые данные о природе цементита. Установлено, что цементит, полученный при нагреве закаленной стали, имеет переменный химический состав по углероду. В зависимости от химического состава изменяются модуль упругости и точка Кюри.

2. Установлено, что входящие в структуру заэвтектоидной стали эвтекто-идный и вторичный цементит различаются по свойствам. Так эвтекто-идный цементит имеет более низкую температуру Кюри и менее устойчив к графитизации, чем вторичный. Модифицирование не оказывает влияния на вторичный цементит однако понижает устойчивость эвтек-тоидного. Графитизация в перлитном интервале температур идет за счет распада эвтектоидного цементита.

3. Лимитирующим звеном процесса графитизации заэвтектоидной стали при графитизирующем отжиге на стадии роста графитных включений является самодиффузия атомов железа.

4. Установлено, что графитизирующий отжиг модифицированной стали сокращается в 5-6 раз по сравнению с отжигом не модифицированной стали. Сокращение общей длительности отжига происходит за счет исключения или сокращения инкубационного периода. Роль модифицирования при этом сводится к образованию центров графитизации.

5. Установлено, что глобулярный графит, выделяющийся при кристаллизации модифицированной заэвтектоидной стали, является первичным и метастабильным. При графитизирующем отжиге получившийся при кристаллизации метастабильный графит глобулярной формы растворяется и образуется стабильный графит хлопьевидной формы.

6. Установлено, что при графитизирующем модифицировании происходит повышение термодинамической активности углерода в расплаве, вызванное кремнием, введенным в расплав при модифицировании, в результате чего происходит смещение влево эвтектической точки диаграммы состояния системы Бе-С и сплав кристаллизуется как заэвтек-тический.

7. В процессе выдержки модифицированный расплав заэвтектоидной стали демодифицируется. При этом уменьшается количество графита и увеличивается количество вторичного цементита в микроструктуре сплава, уменьшается диффузионная подвижность атомов углерода, понижается термодинамическая активность углерода.

8. На основании рентгеноструктурных и микрорентгеноструктурных исследований установлено, что процессы растворения кремния и его равномерное распределение происходят весьма быстро. Параметр кристаллической решетки феррита, при введении модификатора в сплав остается постоянным и, следовательно, процесс демодифицирования расплава не связан с перераспределеним кремния в структуре сплава.

9. На основании результатов выполненных теоретических и экспериментальных исследований установлена возможность использования графи-тизирующего модифицирования заэвтектоидной стали для получения отливок при заливке расплава непосредственно после введения графи-тизирующего модификатора в ковш, либо путем внутриформенного модифицирования расплава.

10. У станов лена возможность существенного сокращения продолжительности графитизирующего отжига отливок из демодифицированной заэвтектоидной стали.

11. Разработана и изготовлена оригинальная установка, позволяющая одновременно определять упругие, магнитные и релаксационные свойства сплавов.

1. Жуков А. А. , Жураковский В. М. Литая графитизированная сталь. // Литейное производство. - 1993. - N10. - С. 13-15.

2. Жуков А. А. Высокопрочные чугуны и литые стали с мелкодисперсным, компактным графитом. // Литейное производство. 1996. -N10. - С 13.

3. Lesuer D. R., Syn С. К., Goldberg А. et. al. Ultra high carbon steel. // J. Min, Met. Soc. (Jom- Asm). -1993.-No 8.- P. 40-45.

4. Богачев И. H. Металлография чугуна. М.: Машгиз, 1952. - 366 с.

5. Кушнирский А. С. Графитизированная сталь как износостойкий материал для штампов. // Вестник машиностроения . 1949. - N2. - С. 9-12.

6. Васильев Г. Д. , Коротков А. И. Применение графитизированной стали для изготовления коленчатых валов. // Автомобильная и тракторная промышленность. 1951.- N8. - С. 18-20.

7. Металловедение и термическая обработка стали и чугуна, под ред. Н. Т. Гудцова справочник. -М.: Металлургиздат, 1957. 1205 с.

8. Кожинский Л. И., Рыжиков А. А., Усятинский Е. Ш. Высокоуглеродистая графитизированная сталь. // Литейное производство. 1973. - N11. - С.36.

9. Ващенко К. И., Софрони Л. Магниевый чугун. М.: Машгиз , 1960. -486с.

10. Ю.Крестьянов В. И. Основные проблемы получения высококачественных чугунов для машиностроения. // Литейное производство. 1997. - N5. -С. 9-11.1 l.Eex Н. И. Высокопрочный чугун на КамАЗе. // Литейное производство. -N11.- 1998.-С. 36-38.

11. Сивко В. И., Вазнев И. К. Производство отливок из высокопрочного чугуна. // Литейное производство. 1998. - N12. - С. 9-12.

12. Берг П. П., Нестерцев С. П. Графитизированная сталь как литейный материал. // Литейное производство. 1956. -N12. - С. 12-14.

13. Н.Кимстач Г. М. О модифицировании низкоремнистых графитизируемых Fe-C сплавов. // Литейное производство. 1992. - N8. - С. 5.

14. Рудюк С. И., Вишнякова Е. Н.,Маслов А. А., Воронина В. А. Исследование литой графитизированной стали для прокатных валков. // Литейное производство. 1981. -N4. - С. 7.

15. РебиндерП. А. Исследования в области поверхностных явлений. М.: ОНТИ, 1936.-265с.

16. Перегудов Л. В., Малашин М. М., Дружбина Т. В. Взаимодействие расплава и кремнистых присадок при модифицировании чугуна. // Литейное производство. 1982. -N4. - С. 6-7.

17. Cirilli V., Appendino P. II meccanismo d' azione degli inoculanti per ghisa grigia Atti, Accord.nas Lincien. Mem clser fis Mate Natur 1980, ser 2, 16, 1, 20 p.

18. Decorp M., Masere C. Etude de la formation graphit dans les fotes Mecanisme de 1 inoculation. // Fonderi.- 1969.- No 276. P. 105-120.

19. Lux B. Nucleation of Eutectic. Graphit in inoculated Gray Iron by Saltlike Car-bided. Modern Casting, 1964. 45 No 5 . P. 222-232.

20. Wang Ch., Frederikson H. On the mechanism of inoculation of cast iron meltsth48 international foundry congress 4-7. 10 . 81, Varna Bulgaria. Preprint No259.

21. Jacobs M. N., Low T .1., Melford D. A., Stowelt M.I. Identification of heterogenous nuclei for graphite spheroids in cillcast iron Metals Technologi, 1976, 3, No3, P. 98-108.

22. Lietaert F., Hilaire F., Staroz C. Development of more powerful inoculats for spheroids graphite irons La fonderie Belg, 1982. 52. P. 5-18.

23. Бурылев Б. П. Термодинамика железоуглеродистых сплавов, содержащих кальций и магний. // Термодинамика, физическая кинетика структурооб-разования и свойства чугуна и стали. М.: Металлургия ,1971. С. 82-89.

24. Горшков А. А. Об образовании шаровидных включений графита в затвердевающих металлах и сплавах. // Литейное производство. 1964. - N7. -С. 46-48.

25. Дубров В. В. Про призначения процессу подвшного модифшування та йо-го мехашзм. // Питания теори i практика виробництва та застосування ча-вушв з кулястим графггом. T. IX. Кшв.: Виданвництво АН УРСР, 1960. С.22-29.

26. Косячков В. А., Ващенко К. П., Сыропоршнев Л. Н. Влияние метода модифицирования на свойства высокопрочного чугуна. // Литейное производство. 1982. - N9. - С. 6-7.

27. Левченко Ю. Н. Механизм графитизирующего модифицирования чугуна. // Литейное производство. 1989. -N12. - С. 4-6.

28. Dawson I.V. Development of Superseed Inoculant // Foundry Trade Jornal .1968. V. 125. - No2699.- P. 315-317.

29. Hughes I. С. H. General principles of enoculation // Foundry Trade Jornal.-1963.- V.125. -No2699.- P. 313-315.

30. Nofal A. A. ,Mahmoud M. A. Choice and evalution of inoculants for s.g. iron. 48eme congres international de fonderie 4-7 .10. 81. Varna Bulgaria, 14 ET.

31. Богачев И. H. Металлографические основы получения качественного чугуна.- М.: Металлургиздат, 1941. -236 с.

32. Тодоров Р. П. Графитизированные жалезоуглеродистые сплавы. М.: Металлургия, 1985.- 319 с.

33. Кимстач Г.М. О физико-химическом механизме модифицированияА1^ сплавов . // МиТОМ. -1999. N1. - С. 14-17.

34. Гуляев Б. Б. Литейные сплавы. М-Л.: Машгиз, 1960. - 416 с.

35. Вашуков И. А. Структурообразование при формировании отливок из нелегированного и легированного чугунов. //Литейное производство.- 1978.-N2. С. 4-5.

36. Вашуков И. А. Механизм влияния ферросилиция и магния на первичную кристаллизацию чугуна. // Литейное производство.- 1982.- N5.-0. 8-10.

37. Кимстач Г. М., Драпкин Б. М., Жабрев С. Б. Овлиянии ферросилиция на структурные превращения в чугунах. // МиТОМ. 1992. - N10. - С. 29-31.

38. Кимстач Г. М., Драпкин Б. М., Жабрев С. Б. О механизме графитизи-рующего модифицирования чугуна. // Литейное производство. 1991. -N7. - С. 5-7.

39. Гиршович Н. Г. Современное состояние теории графитизации. М.-Л.: Металлургиздат, 1959. - 250 с.

40. Криштал М. А., Титенский Э. Г. Свойства ковкого чугуна. М.: Металлургия, 1967. - 230с.

41. Бунин К. П., Баранов А. А., Погребной Э. Н. Графитизация стали. изд. АН УССР, 1961.-85с.

42. Бунин К. П., Иванцов Г. И., Малиночка Я. Н. Структура чугуна. М.: Машгиз, 1952.- 180с.

43. Кимстач Г. М., Драпкин Б. М., Замятина Л. А. О графитизации белого чугуна модифицированного магнием. / Рыбинск, РАТИ. 1991. - 10с.- Деп. в ин-те Черметинформация. N5706.

44. Драпкин Б. М., Кимстач Г. М. Магнитные свойства цементита в железоуглеродистых сплавах. // ФММ.- 1995.-Т.80- Вып.2. С. 163-166.

45. Драпкин Б. М., Кимстач Г. М., Молодцова Т. Д. О твердости цементита. // МиТОМ. 1996.-N5.-С. 37-38.

46. Розанов А. Н. О неоднородности цементита. // Литейное производство. -1960.-N5.-С. 33-34.

47. Богачев И. H., Рожкова С. Б. О твердости цементита. // Литейное производство. 1960. N5. - С. 34-36.

48. Драпкин Б. М., Кимстач Г. М., Молодцова Т. Д. Исследование свойств цементита белого заэвтектического чугуна. // ФММ. 1996. - Т.82. -Вып.1. - С. 168-170.

49. Приборы и методы физического металловедения, под ред. Ф. Вайнберга. -М.: Мир, 1973.- 430с.

50. Болоховитинов Н. Ф., Болоховитинова Е. Н. Атлас макро и микроструктур металлов и сплавов. М.: Машгиз, 1959. - 56с.

51. Криштал М. А., Драпкин Б. М. Установка для одновременного определения модулей упругости, сдвига и декремента колебаний в широком интервале температур. // Заводская лаборатория. 1965.- Т. 31. - С. 13911393.

52. Драпкин Б. М., Уртаев Д. А. Установка для одновременного измерения упругих релаксационных и магнитных свойств в интервале температур. -ЯЦНТИ.- 1996.- 2с.

53. Лившиц Б. Г. Физические свойства металлов и сплавов. М.: Машгиз, 1956,- 352с.

54. Лозинский М. Г. Строение и свойства металлов и сплавов при высоких температурах. -М.: Металлургиздат, 1963.- 535с.

55. Ленг Ф. Ф. Разрушение композитов с дисперсными частецами в хрупкой матрице. М.: Мир, 1978. - Т.5. - С. 11-57.

56. Wert С. Détermination of the diffusion coefficient of impurities, by anelastic methods. // Phus. Acoustic. 1966. - У.З.- P.43-75.

57. Гуляев A. П. Материаловедение. M.: Оборонгиз, 1963. - 465c.

58. Герцрикен С. Д., Дехтяр И. Я. Диффузия в металлах и сплавах в твердой фазе. -М.: Физматгиз, 1960. 564с.

59. Румшиский Л. 3. Математическая обработка результатов эксперемента: справочное пособие. -М.: Наука, 1971. 192с.

60. Криштал М. А. Диффузионные процессы в железных сплавах. М.: Металлургия, 1963. - 278с.

61. Химико-термическая обработка металлов: справочник под ред. Л. С. Ля-ковича. М.: Металлургия, 1981. - 419с.

62. Горбунов Н. С. Диффузионные покрытия на железе и стали. М.: изд. АНСССР, 1958.-208с.

63. Гудремон Э. Специальные стали. -М.: Металлургия, 1966. Т. 2. - 1273с.

64. Таблицы физических величин: справочник под ред. И. К. Кикоина. М.: Атомиздат, 1976. - 1008с.

65. Люличева Н. Н. Объемные изменения карбидной фазы при отпуске сталей. // ФММ. 1957,- Т.4. - Вып.2. - С.319-330.

66. Бокштейн С. 3. Структура и механические свойства легированной стали. -М.: Металлургиздат, 1954. -280с.

67. Шанк Ф. Структура двойных сплавов. М.Металлургия, 1973. - 760с.

68. Хорошев И. И. Ускоренняй отжиг ковкого чугуна на заводе Ростсельмаш: сб. Прогрессивные методы производства в машиностроении.- М.: Маш-гиз, 1957. С.19-22.

69. Розанов А. Н. Структура и свойства цементита: сб. Металловедение и современные методы термической обработки чугуна. М.: Машгиз, 1955. — С.29-32.

70. Драпкин Б. М., Фокин Б. В. О модуле Юнга цементита. // ФММ. 1980. -Т.49.-N3.-0.649-651.72.3айдельА.Н. Элементарные оценки ошибок измерений. Л.: Наука, 1968.-97с.73.3айт В. Диффузия в металлах. М.: ИЛ, 1958. - 381с.

71. Грузин П. JL, Костоногов В. Г. Платонов П. А. О применении искусственно-радиоактивного изотопа С14 для изучения диффузии углерода в стали: сб. Проблемы металловедения и физики металлов. М.: Металлургия, 1955 С.517-523.

72. Блантер М. Е. Фазовые превращения при термической обработке стали. -М.: Металлургиздат, 1962. 268с.

73. Шумилов М. А., Соколов К. Н., Вачев 3. К. Об особенностях механизма диффузии углерода в a-Fe. // Укр. физ. ж. 1971. - Т. 16. - N1. - С.78-81.

74. Lord А. Е., Beshers D.N. The mechanical damping of iron from room temperature to 400°C at 7 megacyclesl sek. //Acta met. Y. 14. 1966. - S. 1659-1672.

75. Wert C., Marx J. A new method for determining the heat of activation for relaxation processes.// Acta met. 1953. V.I.- P.113-116.

76. Драпкин Б. M. Об определении энергии активации диффузии. // Металлофизика. 1980. - Т.2. - N5. - С.40-46.

77. Грузин П. JI. Некоторые закономерности диффузии и распределения элементов в сплавах. //МиТОМ. 1960. -N10. -С.5-13.

78. Матосян М. А., Голиков В. М. Влияние предварительной холодной пластической деформации на диффузию углерода: труды 3 Всесоюзной конференции. Изд. ТПИ. Тула. 1968. - С.217-222.

79. Носков Б. М., Борисов Г. К., Шевнин Е. В. Диффузионное исследование устранения при высокотемпературном нагреве следов мартенситного превращения. // ФММ. 1956. - Т.З. -N2. - С.278-281.

80. Носков Б. М., Кузнецов Е. В., Щербединский Г. В. Влияние внутрезерен-ных границ на коэффициент самодиффузии железа в сплавах железо-никель-углерод. // ФММ. 1956. - Т.2. - N3. - С.489-493.

81. Драпкин Б. М., Кимстач Г. М., Жабрев С. Б. О графитизации и диффузии в белом чугуне.//МиТОМ. 1993. -N1. - С.6-7.

82. Драпкин Б. M., Коновалова А. Д., Постнов С. Д., Кашпирева Г. Н. Исследование кинетики роста графитных включений в чугуне. // Известия Вузов. Черная металлургия. 1974. -N4. - С.133-135.

83. Криштал М. А. Механизм диффузии в железных сплавах. -М.: Металлургия, 1972.-400с.

84. Кимстач Г. М., Драпкин Б. М. О смещении эвтектической точки системы Fe-C при сфероидизирующем модифицировании чугуна. // МиТОМ. -1997.-N1.-С. 19-20.

85. Кимстач Г.М. К вопросу о механизме сфероидизирующего модифицирования чугуна. // Литейное производство. 1992. -N 1- С. 6-7.

86. Сильман Г. И., Жуков А. А., Жаворонков Ю. В. Экспериментальное исследование метастабильной графитизации чугунов. // МиТОМ. 1998. -N3. - С.22-24.

87. Гиршович Н. Г. Кристаллизация и свойства чугуна в отливках. М.: Машиностроение, 1966.-560с.

88. Бунин К. П., Малиночка Я. Н., Таран Ю. Н. Основы металлографии чугуна. М.: Металлургия, 1969. - 416с.

89. Silman G.I., Zhukov A.A. A new phenomen the transient metastable graphitization of alloyed white iron. //Bull.off Materials science. 1995. -V.18. -N2. - P.99-102.

90. Вол A. E. Строение и свойства двойных металлических систем. М.: Физматгиз, 1962. - 982с.

91. Самсонов Г. В., Прядко И. Ф., Прядко Л. Ф. Электронная локализация в твердом теле. М.: Наука, 1976. - 318с.

92. Винокуров В. Д., Васильев В. А., Дибров И. А., Козлов А. В., Кобелев Н. И. Эффективность методов позднего модифицирования. // Литейное производство. 1985. - N8. - С.29-33

93. Дибров И. А., Билецкий А. К., Верховлюк А. М. К вопросу растворения модификаторов в жидком чугуне. // Литейное производство. 1993. - N6. -С. 56-89

94. Либерман Я.Я., Пейсихис М.И. Свойства сталей применяемых в котло-турбостроении. -М.-Л.: Машгиз, 1958. -408с.

95. Fridberg J.,Torndal L., Hillert M. Diffusion in iron. // Jernkont. Ann. 1969. -V.153. -P.263-275.

96. Чалмерс Б. Теория затвердевания. М.: Металлургия, 1968. - 288с.

97. Колпаков A.A., Фишер В.Б., Онгаро Л.А., Воронин Е.Г. Получение высококачественного серого чугуна. //Литейное производство. 1985. -N2.-С.5-7.

98. Василевский П. Ф. Технология стального литья. М.: Машиностроение, 1974.-406с.

99. Захарченко Э. В., Левченко Ю. Н., Горенко В. Г., Вареник П. А. Отливки из чугуна с шаровидным и вермикулярным графитом. Киев.: - Науко-ва Думка, 1986.-248с.

100. Collins M.J.,Woodford D.A. The hardness of cementite //J. Iron and Steel Just, 1965. V. 203. N2. P. 184-185.

101. Горелик C.C., Скаков Ю.А., Расторгуев Л.Н. Рентгенографичемкий и электронно-оптический анализ. М.: МИСИС, 1994. - 327с.

102. Леках С.Н., Бестужев Н.И. Внепечная обработка высококачественных чугунов в машиностроении. Минск: Навука i тэхшка, 1992. - 270 с.