автореферат диссертации по металлургии, 05.16.04, диссертация на тему:Разработка научных основ эффективных технологий производства литых заготовок для постоянных магнитов

МОСКОВСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ИНСТИТУТ СТАЖ И СПЛАВОВ (ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ)

На правах рукописи Для служебного пользования

Ъкз.Н^Я

БЕЛЯЕВ ИГОРЬ ВАСИЛЬЕВИЧ-

РАЗРАБОТКА НАУЧНЫХ ОСНОВ Э-М'ЕКТИВНЫХ ТЕХНОЛОГИЙ ПРОИЗВОДСТВА ЛИТЫХ ЗАГОТОВОК ДЛЯ ПОСТОЯННЫХ МАГНИТОВ

Специальность 05.16.04.-"Литейное производство"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора ' технических наук

Москва 1995

Работа выполнена в отделе металлургических процессом и роста кристаллов научно-производственного оогединения "Магнетон" и на кафедре технологии литейных процессов Московского Государственного института стали и сплавов.

Официальные оппоненты: -

1. Доктор технических наук, профессор Чурсин В.М.

. . 2. Доктор технических наук, профессор Авраамов ю о.

3. Доктор технических наук, профессор Кац а.Л.

Ведущее предприятие:

- 'Институт металлургии им, A.A.Райкова Гигеииекой itK-wt'MWH наук

Защита состоится " г .н____________________чг-г. на

дании Диссертационного Совета Д.ОРл.О^.Ш. при Московском Государственном институте стали и сплавив но ;uipeey: ПУ^аи, Москва ГСП-1. Ленинский проспект, II! М 4, civil.-.

О диссертацией МОАМО оанакимитвся ь ИКОЛИОТеке московского Государственного института стали и сплавин.

Автореферат разослан "____" _________iwv» г.

Справки по ТеЛе^ЗНУ.

Ученый Секретарь Совета доктор технических наук, профессор

>1. Ь1'[" >.м<н

ИСГШЬЗУЕМЬЕ ОБОЗНАЧЕНИЯ И 'ГЕГ?.ИНЦ

°К - температура в градусах Кельвина; ¿лиЪ - температур* ликвидуса и солидуса сплавов соответственно,^;

лТ _ температурный интервал кристаллизации сплава, Л Г-¿с ,°К;

С - темп кристаллизации сплава - количество (масса или ойгем) твёрдой фазы, образующееся при понижении температуры внутри интервала кристаллизации на один градус; С ~ сЬТ!,,]^- гд&ГПт» ~ масса твёрдой фазы, как функция температуры, ГПгв ~ №) . Пое-кольку масса ГПгв увеличивается о .уменьшением температуры'в интервале кристаллизации, то i формально имеет отрицательное значение. Размерность С -или т^З^е, . ' ¿л,¿е - темп кристаллизации вблизи температуры ликвидуса и вблизи температуры солидуса соответственно;

К - равновесный коэффициент распределения элемента в .сплаве;

Кс5 - обобщённей коэффициент распределения всех элементов в многокомпонентном сплаве, представляемом п вида гипотетического двойного сплава;

Мрасп- доля твердой фазы, образующаяся при кристаллизации твердого раствора в результате процесса распада расплава;

Мв\ - доля твердой фазы, образующаяся при кристаллизации твердого

раствора в результате протекания процесса взаимодействия ранее выпавших кристаллов с расплавом;

с(ер - средний размер дендритных ячеек, мм или мим;

- расстояние между дендритными осями первого и второго порядков соответственно , г/м или мкм;

Л ^ - переохлаждение расплава перед началом кристаллизации,°К; ^ = — , где £ - текущая температура;

*

\/охл - скорость охлаждения сплава п интервала кристаллизации,К/мин или к/с;

Сююнноать сплава к

столбчатой кристаллизации - -погвнциадьная_способность сплава

образовывать столбчатую кристал-. , лическуп структуру в отливках, зя-. . ' . твердеваюаих в условиях направлен-

ного теплоотвода, ^

Паразитное кристаллы- дополнительные кристаллы, образу»-

щр!в(!я при вы ря ¡писании монокристалла.

ОВЦАЯ ХЛРЛКТЕП1СТ11КА РЛБОТЫ

Актуальность проблемы . Постоянные магниты широко исгсольйу-отся в технике. Основная масса постоянных магнитов изготовляется из сплавадтипа ЩЦК,( Fe-А" - Со- АI- Си ), КНДГСТ ( Fe-M' - Со - ЛР _ Си - Ti ) и Ш-Ге'8 , Одной из важнейших операций в технологии изготовления магнитов является получение отлииок или слитков. Дня получения максимального уровня магнитных свойств, помимо вполне определенного фазового состава сплана, эти отливки и слитки должны иметь полностью столбчатую или монокристаллическую структуру.

Получение заданной микро- и макроструктуры в отливках из этих сплавов является непростой задачей. Одним из путей её решения является целенаправленное воздействие hr характер кристаллизации сплавов для увеличения их потенциальной способности (склонности) • К образованип столбчатой или монокрисгалличес.кой структуры в отливках при направленном затвердевании, В настоящее время общепринятым является положение о том, .что склонность сплавов к образованию столбчатой ( и монокристаллической ) структуры зависит главным образом от.величины температурного интервала кристаллизации: чем он меньше;, тем ave склонность больше. Однако имеется достаточно много данных противоречащих этому положению. В представленной работе раесмаЛва/отся зависимости между более сложными, чем простой интервал кристаллизации, показателями кристаллизации сплавов различного типа и склонностью этих сплавов к образовании однонаправленной кристаллической ■ структур* ( столбчатой или монокристаллическоМ п отливках. Формулируются методы оценки отих-показателей, а также йыясннются факторы, способные илиять на подобный показатели. В настоящее время нто нппряплений разработано нвдостаточ-

но, в особенности для многокомпонентных сплавов, которыми являются все исследуемые магнитотвердые сплавы.

Согласно действующим технологиям, выплавку сплавов для изготовления магнитов со столбчатой и монокристаллической структурой производят из чистых компонентов. При этом расходуется большое количество остродефицитшх и дорогих- металлов ( кобальта, никеля, меди 1, При изготовлении монокрнсталличееких магнитов используют цилиндрические монсжристаллические заготовки, из которых вмрезах>т нужнмй профшь магнита. При этом теряется до 40% сплава, Это делает магниты с ориентированной кристаллической структурой неол{5£данно дорогими, В этой ситуации для обее-. лечения конкурентноспособности отечественных магнитов с зарубежными важное значение приобретают работы, обеспечивающие возможность замены чистых металлов на лигатуры и собственный литейный возврат, а также использование п технологии' изготовления мдгнитов дополнительных приемов, иоэполнющ« экономить сырьевые ресурсы. В работе преследовалась цель обеспечить эти возможности и построить на базе полученных сведения, рег.урсосбарегата(ив технолог)!» изготовления постоянных ы£.пьпоя со столбчятой и • монокристаллической структурой.

Таким образом, актуальность данной работы обуславливается с, одной сторош потребностью отечественной промышленности в высокоэнергетических постоянных магнитов из сплавов И.1дкт к , а с Другой стороны необходимостью экономии чистых остродефицитных металлов и .следовательно, в ра:1рг»6;ткй георв-гииеоких основ технологий получения магнитов, оСеслсчлвгюэди ня^ожноз воспроизводство высокого уровне их магнитних св.,,.!; ,ь при экономном использовании сырьеВиХ ресурсов.

Цель раСоги заключается в раэгаботке нолик ^тфективных мя-

тодов управления микро- и макроструктурой отливок из'магнитотвер-дых сплавов типа ¡СИДИТ и Нс1РеВ , яп счет изменения характера кристаллизации этих сплавов и построении на основе этих методов промышленных ресурсосберегающих технологий получения отливок и' слитков с заданным типом кристаллической структура

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи.

Т.Установлена четких однозначных связей между геометрией диаграммы состояния, значениями показателей кристаллизации и ' склонностью сплавов к образованию столбчатой и монокристаллической структуры в отливках.

2.Выявление'показателей кристаллизации сплавов, наиболее сильно влияющих на их склонность и образованию столбчатой и монокристаллической структуры в отливках и разработка методов расчёта этих показателей для сплавов различного типа, в том числе для многокомпонентных. Выяснение механизмов влияния моноте.ктического и перитектичеокого превращений на характер кристаллизации и на склонность сплавов к образованию столбчатой и монокристаллической структура в отливках.

3.Выяснение влияния скорости охлаждения-на кристаллизации сплавов различного типа.

4.Исследование кристаллизации сплавов типа КВДКТ и Ыс1РеВ в равновесных и неравновесных условиях и исследование процесса затвердевания отливок из них.

5.Разработка методов целенаправленного изменения характера кристаллизации сплавов, обеспечивающих увеличение их склонности

к образованию однонаправленной кристаллической структуры п отливках и слитках,

Няучння_новидня .

5 .Теоретически и •зиспотммепгадыю доказано, что склонность сцпякст ь' образованию олог.очягоИ стиуктури в отлхиках зависит

-ь-

гдавным образом от соотношения показателей Мрасл и Мез в сплаве: чем больше величина и, еоогветстванио.меньша Мез ) сплава, там этот сплав будет бслэе склонным к образованию столбчатой структуры, Величина лТ сплава при атом имеет подчиненное значение. Предложены новые методы рэсчета Мра«и Мез для сплавов о монотекти-ческим и перитектическим превращениями, а также для сплавов - твердых растворов, пригодные как дал двойных, так и для многокомпонентных сплавов.

2. Уел ■ановлепо, что монотектическое превращение облегчает, а перитектическое превращение затрудняет образование столбчатой и монокристалличаской структура в отливках при направленном затвердевании. Это пызвано резким увеличением Мрасп при протекании монотвктичэского превращения и резким уменьшением Мрасл при протекании перитектического превращения, Монотектическое превраще-•ние является главной причиной резкого возрастания склонности маг-

нитотвердых сплавов П1/5?Г к столбчатой кристаллизации при добавке к ним совместно серы' и углероцп.

3,Установлен эф$окт вкутриформенного Дотационного рафинирования направленно затьерденащего расплава от взвешенных в нём неметаллических включений всплывающими жидкими продуктами монотек-тического превращения,

Установлено, что при направленной кристаллизации сплавов ПЩКГ существует диапазон скоростей охлаждения ( 15-05 К/мин), неблагоприятных для обра зава пил столбчатой и монокрпгтяллпческоД структуры в .отливках, В этом диапазона скоростей охлаждения протекают процессы, приводное к укрупнению' децдритных ячеек, отделении тонких дендритных ветвей 01 т'по/.ив дендритов и перемещению их в породнил часть двулфламой области, >и'о ириподич -образовании паразитных кристаллов 6 районе фронта крьстал/ш;>яи»»и.

5,Установлено, что тз сплавах типа Ый!-еВ 1 лежащих в области первичной кристаллизации железа, увеличение скорости охлаждения до Ю3 К/мин мот.ет приводить к изменению последовательности, выпадения фаз из-за смещения сплава в другую фззовую область, вследствие значительного переохлаждения. При ятом способность этих сплавов образовывать столбчатую и монокристяллическую.структуру при • направленном затвердевании может резко возрасти.

_П ра кт иче£кая_ зня ч'1 м °£.т

1.Разработана новая и усовершенствована существующая технологии-изготовления литых' заготовок со столбчатой и монокрюталлической структурой из сплавов типа ЮДгГГ, позволяющие повысить выход годных этих заготовок на 15-20^;

2.Разработана ресурсосберегающая технология изготовления моно-кристалличзских заготовок квадратного профиля из сплава ШДКГ5АА, позволяющая на % сократить расход сплапа в расчете на одну заготовку;

3.Разработана ресурсосберегающая технология изготовления отливок со столбчатой кристаллической структурой из сплава ШДКТ5ЕА, позволяющая использовать в составе шихты комплексную ферроникелевую лигатуру взамен чистых никеля, кобальта и меди, а также собственней литейный возврат п количестве до 70% по массе;

Разработаны ноше состаны сплавоп типа ШДКТ, обладающие повышенной склонностью к образованию столбчатой и монскристаллической структура в отливках при нялрэпленном затвердевании;

5,Разработана новая технология изготовления слитков из сплавов типа А'Ы-Ре-В ( позволяющая устранить фазовую неоднородность по сечению слитка, получить более ВС% объемных фазы в спла-

ве, обеспечить .оптимальную трехфазную структуру сплава, состоящую из кристаллов Мг^е^в , А^Ы^Ре^В^ и пыеокопеодимовой

фазы, н также полностью .гголби.тгу« структуру слитка.

В«е эти разработки были внедрены и рекомендованы к внедрению на ведущих предприятиях,производящих постоянные магниты,

'Общий годовой экономический эффект от их внедрения составил более I млн.руб. в ценах 1991 года, доля автора равна примерно от этой суммы.

Научные положения ^ выно-симые на_зацит.у_!_

1. Склонность сдлавов к столбчатой кристаллизации зависит главным образом от значений Мрасп и Мез : чем больше Мрасп сплава, тем выше его склонность к образовании столбчатой структуры в отливках. Температурный интервал кристаллизации при этом имеет подчинённое значение.

2. Значения Мрасп и Мвз многокомпонентных сплавов твердых растворов полностью определяются величиной обобщенного коэс|фициента распределения и могут бить рассчитаны по специально разработанной методике. Разработаны методы расчета Мрасл и Мез сплавов с моно-

• тектическим и пер^ектическим превращениями,

3. Монотектичеекое. превращение увеличивает, а перитектическоа превращение уменьшает склонность спланоя к образованию столбчатой и монокристаллической структуры в отливках. Это связано соответственно с увеличением и уменьшением величии* Мрасп при протекании этих превращений.

4. Жидкие продукты монотектического превращения, обладающие меньшей плотностью, чем плотность матричного расплава, при вертикальном направленном затвердевании способны оказывать рафинирующее воздействие на расплав, освобождая его от взвешенных неметаллических включений . которые транспоргируются этой монотектической жид-костыо в верхнюю подприбыльную часть отливки. Поскольку этот процесс происходит б литейной форме нелосредстненно при затвердевании . расплава, его предложено намывать внутрифирменным ^лотационныь! рафинированием, Протекание этого процесса облегчает образование еголбчатоД структур в отливке.

5, Склонность любого сплава к столбчатой кристаллизации можзт 1 быть увеличена (или уменьшена) путем легирования. Е^бор легирующих элементов осуществляется по данным расчета Мрасп сплава. Дня многокомпонентных сплавов - твердых растворов расчет Мрасп производится по следующей схеме: сначала по правилу аддитивности рассчитывают температуры ликвидуса и солидуса сплава до и после легирования, представляя этот ог.дав как гипотетический двойной с прямыми линия-, ми ликвидуса-и солидуса, выходящими из одной точки to , каковой является температура плавления металла - основы сплава,'по которому ведется расчёт. Эти данные используют для расчёта Ко! , по величине которого находят значение М/ххсп , Наиболее эффективной добавкой, будет та, которая приводит к наибольшему увеличению Мрасп ,

Другим способом увеличения Мрасп и склонности сплава к столбчатой кристаллизации является перевод его из разряда твёрдых растворов в разряд сплавов с монотектическим превращением. Монотектичей-кое преврвщение в сплаве может быть вызвано путем легирования. Вы- . бор легирующих элементов в данном случае'осуществляется при помощи двойных и тройных диаграмм состояния,

6. Главной причиной уменьшения способности к образованию столб-' чатой структуры п отливках при переходе от сплввов ШДК к сплавам ШДКТ является снижение величины Мрасп этих сплавов, Резкое возрастание Мрасп и склонность сплавов ШДКТ к столбчатой кристаллизации при совместной добавке к ним сер>а и углерода связано с протеканием монотектического превращения, вызванного этими добавками.

п<. При увеличении скорости охлавдения от I до Ю^К/мии (скоростм охлаждения, имеющие место при производстве отливок и слитков) способность сплавов - твердых растворов типа ШДСТ к образования столбчатой структуры' в отливках .уменьшается, а сплавов типа ШДКТ с добавками сер.1 и углерод«, имй«у.!|их монотекгическое превращение, практически не снижается. У сплввов А/ЫРев при увеличении скорости охлаждения от I до' 900 К/мин происходит последовательное подявление

перитектическик реакций, подавление первичной кристаллизации ^-железа и отклонение путей кристаллизации от равновесных. При скорости охлаждения 900 К/мин происходит переход сплава в область первичной кристаллизации фазы /t/d2Fe,<,3 и смэня последовательности образования фаз при крюталлизнции. При этом способность сплава к образованию столбчатой структури в отливках резко возрастает. Дальнейшее увеличение скорости охлаждения не изменяет характера криеталлизаци.! этих сплавов. Трактовки механизмов этих явлений даны в рамках подхода развиваемого в данной диссертации.

Апробация работы^. Материалы диссертационной работы докладывались и обсукдались на ^»дународн.ой конференции по магнетизму (Парик 1980г..); на X Международной конференции по получению изделий методами вясокоэдаргетического воздействия (Любляна 1939г.); на Всесоюзных конференциях по постоянным магнитам (г.Владимир 1982г. Новочеркасск, 1535г., Суздаль 1988p,, Суздаль 1991р., Суздаль 1994.); по высокочистым и монокуисталлическим моталличесним материалам ( Суздяль 1907р, Суздаль 1990^,, Суздаль 1993г.), по новым высокопроизводительным технологическим лроцессам, высококачвстценным сплавам и оборудованию в литейном производстве (гЛ'аунас 1986p,), по базам физико-химических и текиояошческих данных дл" оптимизации металлургических'технологий 'r.Hypraü i990r.), по проблемам исследования структур* амор[»м< мг» r«ptwtce (г.Ижопск 1992г.); на Республиканских и зональных, конференциях а иомниарях по неметаллическим включениям и газам а литейных»: ггиигш* (г.Запорожье 1985р.) по путям решения качества и эгеномич^я-ь« л.'ле'Мыг. процессов (г.Оцвс са 1900г.); на межотрюлевыл л от р.'. елею« юфронциях по поилае-шно элективное™ производства фе1р-,т*еяя Mi основе комплексного использования окисленных никелеt'J* р^Д (г(»г .т. '-обугслое 1935г.), по управлению технологическими njiCia-rcnv^ ¿,-лья и сьойсгвакк отливок (г, Москва I9KV.); ¡а П Ураль.-ксй „-«л.- «ju рссчу к ристало с ыег^лов и ,iii're;we'iадлидо» из fui-tuowt »-ердловсь 1991)-, ).

_Публинащи По теме диссертации имеется 69 публикаций. Ид них 2 справочники Госстандарта, 29 журнальных статей в издающих организациях, предусмотренных перечнем ВАК, 12 авторских свидетельств и патентов*

Структурами объем 1писсерта^ии_. .Диссертация состоит из введения, восьми глав, общих выводов, списка литературы, включающего 327 наименований и 13 приложений , содержит 322 страни^шя-шинописного текста, //2 рисунков, 56 таблиц.

оснозное содагашж га боги

Современная практика получении литых заготовок для постоянных магнитов и теоретические представления о протекающих процессах.

Получение литых заготовок - одна из важнейших операций технологии изготовления постоянных магштов из сплавов типа ЕНДКТ и [\ldFeB.. Микро- и макроструктура литой заготовки во многом определяют уровень магнитных свойств самих магнитов. Максимальный уровень магнитных свойств магнитов из сплавов Й!ДКТ может быть достигнут лишь 'тогда, когда отливка имеет столбчатую или монокристаллическую структуру, т.к. только в этом случае при термообработке обрадуется оптимальная микроструктура. Для обеспечения максимальных магнитных свойств магнитов из сплавов л'а'ЛЙ необходимо, чтобы сплав литой заготовки имел максимальное количество фаз» //с/л £ , В случае изготовления магнитов методами горючей деформации важно такие чтобы литая заготовка им(;пз оционнмр.чйленнуо кристаллическую структуру.

получение злдянной структур,! лптьк заготовок достигают различными методами управляемого и неулпянлсемого нпптявлрнного яатвор-девзнин. ■•'правлянмой направим-т.;'1 илтьспдел.шио осуществляйте» п рякуумнн « уРТЯНОВКИК - К пи С" '.лл.1 .1,-|"Ч>[><1 " при ВЫПИ:.! в* ни И монокриг-'! я гтлор и В открытых уср(1'1г.|"м> - "!><••!••.! и чат[>) у г1г« получен/и от

ливок с:о столбчатой кристаллической структурой. Установки оснащены подвижными узлами регулируемого нагрева и принудительного охлаждения, которые позволяют задавать требуемый терлокинетический режим затвердевания отливки. Неуправляемое напранленное затвердевание реализуете« на воздуха в предварительно нагретых керамических утепленных формах без дна, установленных на стационарные холодильники. Возможность регулирования тепловых .условий затвердевания отливок здесь отсутствует. Этим методом лолучаот отливки со столбчатой кристаллическом структурой, ' .

.Получить заданную микро-^макросгруктуру в литой заготовке удается но всегда. Основными дефектами структуры являются:, "паразитные" кристаллы в отливках с монокристаллической структурой; недостаточная длина столбчатых кристаллов и промежуточная зона равноосных кристаллов в отливках со столбчатой кристаллической структурой; неопшмальный фазовый состав в слитках из сплавов М^^еВ ,

Современные представления о процессах, облегчающих или наоборот затрудняющих образование столбчатой или мснокристалличаской структуры и отливках при направленном ялтиердешшии, базируются на понятии о гетерогенном зародышеобрязовании'и активных центрах кристаллизации, каковыми являются, как правило, неметаллические включения или интвр-метяллиды. Основной теоретической б«зой дли понимании происходящих процессов является учение о концентрационном переохлаждении и условиях его существования. Учитывается так же характер кристаллизации сплавоо. При этом малая величина температурного интервала кристаллизация сплава считается глянкым условие;.: образования столбчатой стр.уктурл и отливке.

. Наименее разработанными в »той теории являются представления о .характере кристаллизации сплавов. Основные положения этих представлений заключаются в следующем:

- твердая фаза, при крис.гьлли зации оиавэа-твордых растворов, ойразуетс^ из только за счет диффузионного "распада" расплава,

ио н за счет диффузионного взаимодействия ранее выпавших кристаллов с расплавом;

- потенциальная способность сплавов к образованию столбчатой структура в отливках зависит от соотношения долей твердой фазы, * образовавшейся-соответственно, за счет "распада" расплава {Мрасп) и диффузионного взаимодействия ранее выпавших кристаллов с расплавом [Мез ), от темпа кристаллизации (i ), температурного интервала кристаллизации (л? ) сплава и будет тем выше, чем больше Mpac/t, t и чем меньше л Т сплава;

- соотношения между Мрасп и Мез , а также значения величин I и йТ зависят от геометрии диаграмм состояния ( рис. I- ), Для любого сплава Мрасп + Mis - / . Развитию этого направления и посвящена данная работа.

Значения л Т , L , Мрасп и Мм называют показателями кристаллизации сплавов. К,показателям кристаллизации следует отнести также коэффициент распределения (Л- ). С настоящее время нет единого мнения о том, какой из показателей кристаллизации оказывает наиболее сильное влияние на способность сплава к образованию столбчатой структур* в отливке. Механизм влияния показателей кристаллизации также до конца не ясен. Методы расчета, значений £ и М/юсл (Мез ) для двойных сплавов - твердых растворов были разработаны соответственно И.В.Горбачёвым и М.В.Пикуновым. Для многокомпонентных сплавов такие методы расчета отсутствуют. Методов, позволяющих целенаправленно изменять показатели кристаллизации сплавов разработано не было. Совершенно неясным, также, астпе'ся' вопрос о влиянии различных превращений, протекающих при кристаллизации ( монотектичвекого, перигектического и др.), на показатели кристаллизации и, соотпвт-отванно, на способность сплавов образовывать столбчатую структуру в отлинкпх.

О влиянии скорости охлаждении r интервале кристаллизации на •.гнкросруктуру сплавов тиля СНДКТ известно, что увеличвниэ ое

Начальные участки диаграмм состояния двойных сплавов-твёр-дых растворов с прямши линиями ликвидуса, и солидуса.

. а) К>1 б) К< I

Рис.1.

(с.корости') приводит к измельчению дендритной структуры, снижению дендритной неоднородности и затруднению образования столбчатых кристаллов в отливках. Зопсос об изменении микро- и мякрострукту-р,1 в сплавах А/с/Ре£ при увеличении скорости охлаждения в интервале кристаллизации в технической литературе рассматривается в связи с развитием технологии изготовления этих сплавов в быстро охлажденном состоянии, т при кристаллизации со скоростями охлаждения

4 7 '

КГ-10' К/с. .В этом интервале различные авторы наблюдали измельчение фаз и зерен, увеличение объемного содержания фазы Шг^е^В 1 и изменение магнитных свойств быстроохлаждонных сплавов, которое носит экстремальный характер . Для диапазона скоростей охлаждения, в котором происходит кристаллизация сплава реальных промышленных слитков 'менее Ю-' К/с), данные о систематических исследованиях п литературе отсутствуют.

Анализ данных литературу показывает, что скорость охлаждения в • интервале кристаллизации оказывает существенное влияние на характер кристаллизации сплапов. Для сплавов различного типа степень этого • влияния может быть различна. Литературные данные об этом разрознены и противоречивы;"

Зависимость характера кристаллизация и склонности ■ сплавов к обрлзоппнию столбчатой структуры в отливках от гмца диаграммы состояния, '

Характер кристаллизации и все показатели кристаллизации связаны с видом диаграммы состояния. Исследопания тенденций изменения показателей кристаллизации п зависимости от углов наклона линий л::квицусп и еолидусл относительно горизонтали, проведенные на примере двойных сплапов-твердых рют ворон с прямыми линиями ликвидус о солидусл (рис.!), показали, что залниипа темпа кристаллизации г близи ликгс'дусг. ( 1 записи? кг.к от Л Т , тпх и от углов н."клои» <* и Д . Зо.-.ичинн Мрмп и А .-ивисят только от углоп «С

-1а-

И Р и не зависит от1 ¿Т . У сплавов с К< / 1Л будет тем выше, чем меньше будут значения оС и ¿1 Т . Величина Мрасп для этих сплавов будет тем болыю, чем меньше будет значение ^ и больше . У сплавов с Л> / псе будет наоборот.

На основании результатов теоретических и экспериментальных исследований подтверждено, "то показатели кристаллизации сплавов действительно оказывают сильное влияние на образование столбчатой структуры в отливках из этих сплавов и по величине отих показателей можно судить о потенциальной способности' ( склонности ) сплавов1 образовывать столбчатую структуру в отливкйх при направленном затвердевании. При отом было твердо установлено, что определяющую роль при оценке склонности различных сплавов к отол.бчатой кристаллизации играют показатели Мрасп и Мл , н также однозначно связанный с ними1 коэффициент распределения. Чем больше величина Мрас» сплава ( и, соответственно, чем меньше ), тем больше потенциальная способность этого сплава к обр.аст.жию столбчатой и монокрпсталличес-коЯ структур)! в отливках. Величина температурного интервала кристаллизации сплапа при этом не имеет большого значения, У сплавов твердых растворов с К <■ < величина будет тем больше, чем болея пологой будет линии ( поверхность ) ликвидуса и чем более отвесной будет линия ( поверхность .1 солидуса, У сплавов с наоборот. ■

Монотектическое превращение, происходит исключительно за счет диффузионного "распада" расплава и сопровождается резким возрастанием темпа кристаллизации и изменением значения К" . В результате Мроы сплавь увсличиьается и рост столбчатых кристаллов облегчается. 'иеханизм действии монотектического превращении выглмдит следующим образом. До начала монотектичкекого превращения сплав крист.алиэуетея как твердый растьор с образованием ня границе кр<етнлл-рчеллан слоя иидкосги , силььо оиигямнноЯ ликгнтами. Наличие этого слон затрудняет мси-с^сомсп мечщу щсгуйимл кристаллими

и расплавом и тормозит рост кристаллов. Начало монотектического' превращения пр1В0дит к распаду этого ликвационного слоя на кристаллы с»; - твердого раствора, присоединяющиеся к фронту кристаллизации, и яидкость нз снэиипающупся с матричной, которая находится в зтой матричной жидкости в виде капель, В результате пути диф- ' фузии элементов к фронту кристаллизации освобождаются и рост крис- ■ таллов облегчается. Чем раньше начинается- монотектическое превращение, тем проще образуется столбчатая структура в отливках.

Если плотность монотактической жидкости меньше плотности матроной кидкости, то она будет всплывать. Этот эффект имеет большое значение для получения столбчатой структуры при вертикальном направленном снизу вверх затвердевании отливок. Всплывающие капли • монотектической жидкости увлекает за собой взвешенные в расплаве твердые неметаллические включения и очищают расплав перед фронтом кристаллизации. Это сникает вероятность зарождения новых кристаллов перед фронтом кристаллизации и облегчает получение развитой столбчатой структуры в отливках.

Таким образом сплава с монотектическим превращением обладают повышенной склонностью к образовании столбчатой ( и монокристалли- . ческой ) структуры в отливках. Ото подтверждено результатами ссб-ственных экспериментов на двойных, тройных и более сложных сплавах систем Си * РВ, Ре+Мо, Го-мпГе-Т/', ¿¿-Гу-я-^л, /^е-Я-О

' и других.

- В отличии от монотектического протекание перитектического превращения целиком обусловлено процессом диффузионного взаимодействия ранее выпавших кристаллов с расплавом, а слецовательно выражается в возрастании Мвз сплава и поэтому затрудняет образование столбчатой и монокристаллической структуры в отливках при направленном затвердепании. Механизм подавления развития столбчатых кристаллов, (равно как и монокристаллов 1 заключается в ослаблении дендритного

каркаса и облам вании дендритных стволов и ветвей в ходе перитек-

тической реакции, а образовании частиц второй фазы непосредственно

из расплава и обволакивании этих частиц оболочкой иэ первой фазы,

что подавляет их развитие и при водит к образованию новых частиц

второй фазы. Все это становится возможным вследствие резкого огра-

о

чения интенсивности маес*6бменя между растущими кристаллами и расплавов в момент начала перитвктической реакции, лимитирующей стадией которой является диффузия в твердой фазе, которая,как известно,легко подавляется, поскольку коэффициент ди>{фузии элементов в твердой фазе на несколько порядков меньше, чем в расплаве. Металлографические исследования микро- и макроструктуры отливок из сплавов с перитекти-«еским превращением, затвердевших в условиях однонаправленного ^епло-'атвода, подтвердили справедливость сделанных выводов.

Таким образом сплавы с монотектическим и перитектическим превращениями имеют принципиально различные потенциальные способности к образованию столбчатой и монокристаллической структуры в отливках, несмотря на то, что нарастание массы твёрдой фазы в интервале кристаллизации по данным равновесных диаграмм состояния у этих сплавов ' можат происходить формально совершенно одинаково,

; - Влияние скорости охлаждения на характер кристаллизации и склонность сплавов к образованию столбчатой структуры в отливках.

Увеличение скорости охлаждения может приводить к изменении характера кристаллизации и склонности сплавов к образованию столбчатой структуры в отливках. Это происходит вследствие последовательного подавления диффузионных процессов в сплаве и развития переохлаждения расплава перед началом кристаллизации. Уже небольшое увеличение скорости охладдения ( от нескольких единиц до нескольких десятков К/мин) приводит к ограничению выравнивающей диффузии в твердой фазе и диффузионного взаимодействия мааду твердой и жидкой фазами, Лри дальнейшем увеличении скорости охлаждения наступает ограничение выравнл.-

вающей диффузии в жидкости, затем- ограничение разделительной диффузии п жидкости и наконец баз,диффузионная кристаллизация и даже амортизация расплава.

В сплавах-т верных растворах ограничение выравнивающей диффузии в твёрдой фазе приводит к "смещению" линии равновесного соли дуга и расширению температурного интервала кристаллизации. Формально "смещение" линии солидуса для сплавов - твердых растворов с К<1 можно учесть увеличением угла ^ (рис. П.

Ограничение выравнивающей диффузии в жидкости начинается раньше, чем произойдет полное подавление выравнивающей диффузии в твердой фазе. Когда интервал кристаллизации достигает своего предела, в нижних горизонтах двухфазной области направленно затвердевающего слиткя начнётся интенсивное накопление ликватов. Это приводит к перераспределению массы между отдельными ветвями денд-ритов. 3 результате тонкие ветпи оплавляются и растворяются, толстые ветви укрупняются, а вблизи фронта кристаллизации появляется недорастнорившиес.я обломки дендритных ветвей, которые могут быть причиной прекращения роста столбчатых кристаллов и появления "па- ■ разитных" ктасталлоп в монокристалличесшх слитках.

Дальнейшее увеличение скорости охлаждения приводит к подпвлепи-о диффузионного взаимодеЧстгич между твёрдой и жидко!? фазами, в результате чего эти процессы прекращаются.

Начиная с некоторого значения скорости охлаждения наступает ограничение разделительной диффузии п жидкости. Это будет проявляться в понижении теьгпетатур:,] начала кристаллизации сплава, т.е. в усилении переохлаждения. Форимлыю оно может быть выражено для сплавов с. К<1 в увеличении величины угла поклона линии ликвидуса относительно горизонтали ! угол с/ на рис.> 1. Увеличение скорости охляждсьи я будят приводить к приближению К к единице и умзнь нпл;':'! Мрасп , п результате будет япт су длиться образование столбца-

Схема типичной диагрылш состояния двойной системы с пери-• тектмческкм превращением.

той структуры в отливках. При достижении некоторого 'значения скорости охлаждения разделительная диффузия в жидкости оказывается полностью подавленной. О этого момента переход сплава из жидкого состояния в твердое осуществляется путем беэдиффузионной кристаллизации-.

В сплавах с перитектическим превращением (сплавы'типа "а

рис.2) увеличение скорости охлаждения приводит к торможению, а затем и к полному подавлению перитектической реакции.- Это в свою ¡' очередь ведет к тому, что напряду с кристаллами первой фазы в двухфазной области будет присутствовать также вторая Лаза С соответственно фазы <Л и р на рис.2), которая будет образовываться прямо из 'расплава и препятствовать развитию столбчатых кристаллов в отливке. Дальнейшее увеличение скорости охлаждения в сплавах типа Сд (рис.2) приведет к полному подавлению первичной кристаллизации с^-фазы. Это происходит тогда, когда переохлаждение расплава становится больше величины Ьа -л пер . Процесс кристаллизации в этом • случае начинается сразу с образования_/2-фаэы. Характер кристаллизации сплава резко изменяется, происходит увеличение Мрасп и облег-^, ■ чение образования столбчатой структуры при направленном затвердевании. ' " В сплавах с монотектйческим превращением увеличёние скорости охлаждения мало отражается на характере кристаллизации сплава. Ограничение выравнивающей диффузии в твердой, фазе будет также приводить к смещения линии солидуса, но увеличена) количества ликватов в двухфазной зоне будет препятствовать- монотектическое превращение', которое начинается сразу как только концентрация жидкости достигает Ст (рис.3 ), Блокирования путей диффузии элементов к фронту кристаллизации не происходит, рост столбчятмх кристаллов идет беспрепятственно.

Схема типичной диаграммы состояния двойной системы с мо-нотектичесюш превращением.

Рис.3.

Методы определения показателей кристаллизации сплавов.

Методы определения показателей кристаллизации известны лишь для двойных сплавов - твердых растворов. Они описаны в работах И.В,Горбачева и М.В.Пцкунова. Недостатком этих методов„является невозможность их использования для многокомпонентных сплавов.

3 настояцей р1„сте были разработаны новые методы расчета показателей кристаллизации для сплавов - твердых растворов, а такжй для > сплавов с монотектическим и перитектическим превращениями. Конечные* формулы для определения Мрасп и Мвз сплавов - твёрдых растворов имеют виц: Мрасп - кЦкч)1 • (1/Н , (<)

Мв) - -/) (2)

Здесь К - равновесный коэффициент распределения второго элемента в , микроструктуре сплава. Формулы для Мрасп и Мдз неибменны как для • сплавов с К<1 , так и для сплавов с К>1 . Эти формулы устанавливают количественную связь между К и величинами Мрасп и Мдз , у . ием больше абсолютная величина Н , тем меньше Мрасп и больше Мы (рис.

■В работе показано, что значение коэффициента распредоления можно определить по формуле

К - ¡/¿С/¿А Г'З)

где £а и Iс - эначзния темпа кристаллизации вблизи температур ■ ликвидуса и солидуса.

Пре дложенннЯ в нас.топ:де^ работе рао«ётно-эксперименталькыЯ метод позволяет определять темп 'кристаллизации в любой точке температурного интерната кристаллизации любого многокомпонентного сплава. Суть метода состоит в построении экепсрн:.'<"!¡талькой зависимости нарастания об мул (и ля мздсм) тпёрдо'' фа пи пс интервалу кристаллизации с последу::-;/.! дир'оретмр^юмс^ этс"; зап::си;.;г.сти по геьпсргтурз. Подставляя и-Лдглпч!» •1,як;:м образом ян-ч«1гия и 1С в 'орчулу ("1 мокно найти К,

График зависимости Мрасп = (К).

Рис.4.

а значит и Мpo.cn, любого многокомпонентного сплава. В данном случае i/ ё

" есть обощснный коэффициент распределения всех элементов в мно-гокомпонентноч сплаве, поэтому его следует обозначить Коз . Введение Ко5 позволяет представить любой многокомпонентный сплав -'твёр— ■ дай раствор как гипотетический двойной с коэффициентом распределения равным Ко$ и применять к нему методы анализа, иопользванные для двойных сплавов. Таким образом для любого сложного сплава могут быть определены показатели кристаллизации и оценена склонность к образовании столбчатой структуры в отливках.

Для определения показателей кристаллизации сплавов с монотекти-ческим и ггеритектическим превращениями предложено процесс кристаллизации этих сплавов условно разбивать на несколько этапов и для каждого из этих этапов производить оценку частных значений' Мрясл и Мвз . Общее зрение Мрасп и Мдг для всего сплава в^целом опредэ-ляются путем суммирования частных значений Мрасп и -Мез . При пра-' вильно\< проведении расчета сумма общих значений Мрасп и Мц . должна быть равна единице.

Способ расчета Мрасп и Мез на каждом этапе зависит от того, каким образом кристаллизуется сплав. Для сплавов с монотектическим превращением (сплавы типа Zg) в интервале Ía ~ tm (этап I) кристаллизуется oí -твёрдый раствор (рис.З). Для этого этапа формулы для расчёта Мрасп и Мез имеют вид

Мрас, = К/(КЧ)г- f/M ■ tm - u/t,„ -¿С + -tc/tm 'te) (4)

MÍi= */(/<-<)''u/u-to и-иПл-to) (S)

I

На этапе протекания монотектичепкого превращения (этап П) М&з = 0 ,

и

а Мрасп определяется как разность между общим'количеством твердой фазы в сплаве после окончания и до начала монотектичаского превращения. В интервале tm-tf (этап "'I пиави вновь кристаллизуется к

как тпёрцып ГМСТВОШ. Для от о го этапа

■ ' а

Мрасп ~ Се - С/с? -Ср - Cn-C/c„-fy (ó)

-2Ь-

Мвз - Сл -С/Сл - Со-С/Сп -Ср (?)

где С _ постав исследуемого справа в интервала Ср-Сп; Се,Сл,Ср -концентрации граничных точек на диаграмме 'состояния. На этапе протекания эвтектической реакции (этап IV) МЙ-0 , а Мрасп определяется. как разность мавду общим объёмом (массой) твёрдой фазы в 1 сплаве после окончания и до начала эвтектической реакции или по формуле ц

Мрасп = С-С<у/Се-Сы (8)

Дня сплавов с поритектическим превращением в интервале "Ь^Хпер (этап I) происходит кристаллизации о( -твёрдого раствора (рис.2), Для этого этапа

(Э)

Мы = М/Х-О'-Г^^ф/^еР '¿о, ^-^/¿л-Ъ) (10) Здесь К - равновесный коэффициент распределения в интервале tл~tnep,

На этапе протекания перитектического превращения (этап П) Мрася-О , а Маз определяется как разность мезду общим Ьбъемом твёрдой фазы в сплава после окончания и до начала поритектического превращения. г ■

Для сплавов .находящихся в интервале концентраций Ср~Ср (рис.2 ' существует и третий этап - это кристаллизации ¡3 -твердого р1 створа в интервале температур ~ ¿е ' . Коо.ЭД-ицивнт распределении Ы1 на

отом этапе отличаетсн от коа^ициепта распределении К аа отале I. Дли проведения расчета Мрасп и Мц необходимо перейти к новоП систем

' координат, где концентрации отсчитывают с я от точки О1 , а линии лпк/

видуса и солидуса внходлт из точки 1о . '•о г да

д/Дс« = -и*/¿-^-л' + б> с„9-¿/ъ-й) О')

А/Л = К'Н- ^/Ькр -¿О * е* и--('<./(»»-¿'о) (К)

¡-^ спре пал летен по (.иу.мула

~ '' ~<-* /л''_/ ¡'-'у

Здесь t' ' (t.-tnfp).^/^' + tnep f/4)

это температура ликвидуса в новой системе координат, ^ и (f! -угловые коэффициенты линяй ликвидуса в старой и новой системе координат соответственно.

Расчеты показывают, wo сплавы с монотектическим и перитек-тическим превращениями обладают соответственно повышенным и пониженным значениями Мрас.

Воздействие на характер кристаллизации сплава с целью управления структурой отливки . Известно, что темпорп.уры ликвидуса к солидуса многокомпонентных сплавов - твёрдых раствороп могут быть рас&итаны по формуле

типа "¿л(cj = ¿aCcJ- <£ Ci'fr- (г5) - где t^(c) - t0 - тем-

iti

nepirrypa плпвиопия элемента - основы А (рис. Г); Л - концентрация-£ -го элемента п сплаве; C^i - угловой коэффициент линии ликвидуса пли солидуса в системе ¡элемент - основа А) - ( i -тый элемент - добавка). Возможность использования этой формулы свидетельствует о тем, что любой сложный сплав-твердый раствор может быть

представлен как гппотитичогкий дпоПноЛ, у которого роль компонен-

\ s"

га Л играет эле .¡опт - омюгс». U эчои случае температура плавления ялгмеита - основы спллж. будот ялчтьсн чешсрнтуроЛ to , из которой берут начало пр im.г; лшгии л ,м-тмд.уга и солидуса. Коэффициент гиспроделени '■< торт го : мпоичп г. г :.то„; сплаве, которой, в данном случт* стосл i/.j'Vi'iKi о кг:>;»,Чщиенгн распределения, может

t!4'Vb определен по формуле

К - to '^/t, - fo (IS)

•Г,* clt-'.i'Oi-, Л'</ .1 ПО !•• P' VJIf!

;T1 1.СЧ К > / ; .'ВТКО I'UTJ 1'ГГ(Ч из подобия

•. ;..,-!.; - ГлГг'' tot,у I ;;.,■!.'OB " >< < / К TpiyrC'Ib-

можно оценить потенциальную способность исследуемого сплава к образований столбчатой и монокристалличес.кой структуры в отливках при направленном затвердевании. Этот прием можно использовать при любом изменении химического состава сплава ( угар элементов, примеси,.легирование и т.д.).

Об изменении Мрасп сплава, при введении в него различных легирующих добавок, и о склонности этого сплава к столбчатой кристаллизации, можно судить уже по направлению изменения его температур ликвидуса и солидуса, Так у сплавов с /(<■/ увеличение температуры ликвидуса означает уменьшение угла наклона линии ликвидуса гипотетическо-, го двойного сплава относительно горизонтали, и , соответственно, увеличение Мрасп . Возрастание температуры солидуса - уменьшение угла наклона линии солидуса гипотетического двойного сплава относительно горизонтали и уменьшение Мрасп

Воздействовать на характер кристаллизации и на склонность спла-' ВОВ к.образованию столбчатой и монокристаллической структуры в отливках можно, вызывая при помощи добавок монотектическое или перитекти-ческое превращение в этих сплавах. Выбор легируощих: элементов осуществляется методом сравнительного анализа по двойным и тройным диаграммам состояния металлических систем, которые образуют элементы, составляющие основу сплава с элементами - добавками.

Пользуясь указанными рекомендациями можно при помощи легирования создавать новые сплавы о повышенной или наоборот с пониженной склонностью к образование столбчатой структуры в отливке, а также усовершенствовать составы существующих сплавов.

Кристаллизация сплавов типа ЩДК, ШДКТ и при различных скоростях охлаждения.

Сплавы типа ЦОД* и_ИЩСГ._

Современными методами анализа экспериментально при скоростях охлаждения 1-3 К/мин определены температур,! начала и окончания крисгал-

лизации ряда промышленных сплавов типа ШДК и ШДКТ. Исследована структура этих сплавов. Измерены концентрации элементов в центре •дендритных ячеек, на их периферии и в междендритном пространстве. Подсчитаны коэффициенты распределения {к ) л степень ликвации (И ) элементов в каждом сплаве. Расчеты производили по формулам К=Сц/Со(М) ^и Л-Сгр-Сц/Со {19) ) где Си, и Сгр -концентрация элементов в цен- ; тре дендритной ячейки и на междендритной границе соответственно; Со -среднее содержание элементов в сплаве по данным химического анализа. Обнаружено, что границы денцритных ячеек всех исследуемых сплавов сразу после окончания кристаллизации обогащены медью, ниобием, титаном и обеднены алюминием. Наблюдается также некоторое обеднение гра.ниц железом, кобальтом и никелем. Определены показатели кристаллизации 1ц , ¿с , Мрасп ,Мез и для этих сплавов. Установлено, что в номинальном составе все исследуемые сплавы типа ШДО иЩЦКТ кристаллизуются как твёрдые растворы с XoЪ<^ , Наибольшее значение Мрасп имеет сплав ШДК15( о, 7? ), наименьшее - сплав ШДШАА ( ). Установлено, что при равенстве скоростей охлаждения средний размер дендритных ячеек ( Ыир 1 в структуре сплавов зависит от Ко5 и Мрасп . Чем больше Мрасп , .тем больше с(ср . Обобщенный коэффициент распределения у сплав.) П1ДКГ5 имеет наименьшее значение ( 0,17 )) у сплавов Н1ДЭТ5 он увеличивается до 0,66, у сплава ШДКТВЛА он принимает своё максимальное значение - 0,74. Таким образом экспериментально доказано, что снижение склонности к образованию стотичатоп структуры ь стл.н.кзх ир» поре ходе от сплавов ШДК к сплавам ШД5Т связано с увеличением обобщенного коэффициента распределения Кс5 и уменьшением Мрасп ,

На пример (,плава П!ДКТ£СЛ изучены особенности кристаллизации сплавов тина ШДГГ л присутствии сер^ и углерода. Показано, что введение в этот сплав С ,3% серн л О.О&З углерода раздельно и совместно приводят и изменению температур н.гчалл и окончания кристаллизации. Хочется и.кке характер кристаллизации спльва. Добавки серы вызывают

эвтектическоэ, а добавки углородя - порптектичеткое превращение. Совместно сера и углерод вызывает монотектическое превращение при кристаллизации. Температуры начала этих превращений соответственно равняются 1573 К { 130С°С1 , 1608 1603 К ( Т335-1330°С Г6ГЗ К ( 1340°С ). Продуктями эвтектического превращения помимо - твердого раствора являотся вытянутые сульфиды титана; перитектического превращения - карбиды (и возможно карбонигриды) титана и ниобия; монотектического превращения - округлые океикарбосульфиды титана и ниобия. Значения показателей кристаллизлции I и Мрасп пплява ШДСГ5ЕА с добавками серы и углерода равны соответственно - 2,5К/К и 0,73. Этот же сплав без добавок имеет ¿/>-"^^-о/л ) Мрасп -0,58 . Обнаружено, что введение в сплав ШДКТ5БА серы, углерода и совместно серы и углерода приводит к существенному изменению коэффициентов распределения и степени ликвации всех элементов сплава.

Результаты исследования позволяют сделать вывод, что главной причиной увеличения склонности сплавов шдкт к образованию столбчатой cтpyкгypi в отливках при добавке к ним совместно серы и углерода в указанных количествах является одновременное возрастание Мрасп и темпа кр(пталлиэации, происходящее вследствие монотектического превращения. Основная причина снижения склонности сплавов шдкт к столбчатой кристаллизации при добавке к ним одного только углерода без серы заключается в резком снижении Мрасп и образовании вследствие перитектического превращения карбидов титана и ниобия, способны: становиться в этих сплавах активными центрами кристаллизации.

Поведение сплавов типа ШДгСГ при повышенных скоростях охлаждения • в интервале кристаллизации изучали изменяя скорости охлаждения от I до 105 К/мин. Показано, что -силавы-твор,пне раствор», сплавы с мо-нотектичееким и перитектичоским прзвраи^энинми по разному реагируют . на изменение скорости охлаждения в интервале кристаллизации.

У сплавов - твердых растпороп (баз добавок сери и углерод* ) увеличение скорости охлаждения приводит ■< немонотонному изменеило ве-

личины температурного интервяла кристаллизации сплава, коэффициентов распределения комлянентов, степени дендритной ликвации и величины дендритного параметра. Пр^ увеличении скорости охлаждения от I до 15 К/мин сплавы ведут сей" вполне закономерно: температура конца кристаллизации этих сплав'ов понижается, интервал кристаллизации расширяется, дендритный параметр уменьшается, дендритная ликвация возрастает ( рис.5 (¡о при дальнейшем увеличении скорости охлаждения от 15 до примерно 65 К/мин наблюдается ряд аномальных явлений: температура конца кристаллизации вновь возрастает, интервал крютал-лизации сужается, дендриттй параметр перестает уменьшаться, несмотря на увеличение скорости охлаждения, а денлритная ликвация достигает своих максимальных значений. При этом направления ликвации № ) /V/ и Со изменяются на противоположные.

Увеличение скорости охлаждения от до 105 К/мин вновь приводит к закономерному понижению температур! конца кристаллизации, .расширению температурного интервала кристаллизации, уменьшению дендритного параметра и дендритной ликвации.

Аномалии п диапазоне скоростей охлаждения 15-05 К/мин могут быть связаны со сложными нплриинмн в -ходс неравновесной кристаллизации многокомпонентных' пплавсп, при водящими к смешению состава кристаллизующейся жидкости в другие, смежные с равновесной для данного состава епчава, обтает.; диаграммы состоянии. При этом происходит изменение характер! кристаллизации пш.>кя в о реи¡у «'нитония Мрасп , о чем говорит, в*частности, увеличение темпоратурл конца кристаллизации сплава, а следовательно к уменьшению склонности сплава к столбчатой кристаллизации.

На основании ллтерггурпых данных можно полагать, что вследствие ограничения пыр.чвниблгодсГ диффузии в жидкости и накопления ликватов н междондритном п рос 1' ра и 1 ■ г не в дп.чпл :(сне 'скоростей охлаждения ¡¿-¿С У. •.■,!,! пгои.!хоцит ароий01!ц унр\ пиемии дендритных ячеек, сспро-КСТУЛ'ЯУЛ'СН о» »••л*ни»,и генк. • д-нпр. гных вопье"' ст стволов дендритов

Измененив характеристик сплава ЩЦКГБАА от скорости охлаждения в интервале кристаллизации.

20 4/0 -60 ВД Ш

а) Уем, К/ми»

1 ■ -----

V

у

г

г Г—-

20 </0 60 60 /00

б) Учхл, К/нип

20 40 60 60 ЮО

ё) ■ Чохл, К/мм

а) температура конца кристаллизации 1

б) дендритный параметр:

в) дендритная ликвация элементов сплава.

Рис.Б.

и выносом их к фронту кристаллизации, где они могут самостоятельно развиваться и препятствовать росту столбчатых- кристаллов. Этим явлением можно объяснить немонотонность хода зависимости дендритного параметра от скорости охлаждения у исследуемых сплавов, а также причины появления промеж.уточной зоны равноосных кристаллов в отливках со столбчатой кристаллической структурой и паразитных кристаллов из этих сплавов, выращенных в определенных термокинетических условиях.

Таким обрезом диапазон скоростей охлаждения 15-65 К/мин является неблагоприятным для получении столбчатой и монокристаллической структур,! в отливках из сплавов типа КВДчГ,

У сплавов ШДКТ с монотектическим превращением, которое вызывается совместной добавкой серы и углерода.увеличение скорости охлаждения от I до IC5 К/мин проявляется вполне закономерным монотонным понижением температуры конца кристаллизации, расширением температурного интервал» кристаллизации, .уменьшением дендритного параметра и размеров монотектических образований. Никаких аномальных явлений, присущих сплавам - твёрдым растворам, здесь не наблкдается. Существенного изменения коэффициентов распределения компонентов И степени их дендритной ликвации не происходит. Характер кристаллизации сплавов КНДКТ с монотектическим лровродением во всем диапазона скоростей охлаждения (1-105 K/mi-.h) практически не изменяется. Это, по-пидимому, и обуславливает устойчивый иост столбчатых кристаллов из этих сплавов в условиях далеких от равновесия.

У сплавов ШДКТ с поритектическим превращением увеличение скорости охлаждения в интервале Т—105 К/мин приводит к значительному изме -нению характера кристаллизации, что проявляется прежде всего-в обра-, зовании карбидов прямо из расплава из-за частичного подавления пари -тектической реакции, П результате п расплаве образуется много потенциальных центров кристаллизации, способных подавить рост столбчатых кристаллов при направленном затвердевании. При увеличении скорости ох-ла*денил наблюдается некоторое сокращение температурного интервала

кристаллизации сплава, за счет уменьшения TemepaTypj начала крис,--таллиэядии. Это свидетельствует об уменьшении величины Мрасп , вследствие чего также уменьшается склонность сплава к столбчатой кристаллизации.

Сплавы системы Md-Fe-Ji .__С привлечением имеющихся в Литературе данных описана равновесная кристаллизация сплавов системы tid-Fe-B о содержанием неодима 31,8%; 34, Iï; 35% и 1,15-1,2% по массе бора (рис.6). Показано, что у сплапов с содержанием неодима менее 32^ и с содержание!-« неодима 33-35% пути кристаллизации и конечные структуры различны. Кристаллизация сплавов первой группы (до 22% Ш ) начинается с выпадения кристаллов гамма-железа. Далее следует двойная перитектическая реакция >K+$Fe jr /Jdife^â , в результате которой кристаллы гамма-железа частично исчезают. Кристаллизация заканчивается в точ;се тройной эвтектики при температуре

1363 К аС9Э°С), Ж^/Fe + . ЭТ}, три фазы

\

и прюутствуют в конечной структуре сплавов этого типа после равновесной кристаллизации.

Кристаллизация сплавов второй группы (33-3bfaNd 1 также начинается с выпадения кристаллов гамма-железа, которые затем по двойной пер1тектической реакции превращаются а фазу h/d^Fe^B , Ж+ffFe^ fi/dtFe*B , при этом кристаллы железа исчезают нфолностью. Далее следует тройная перитектическая реакция M^^Fe ^r Nd^Fe^B*NdiF^ , затем двойная эвтектическая реакция Ж ^ + /^d^Fe^r , за-

тем тройная перитектическая реакция Ж + AVj^e// ^ tfdiFre/1i,B+ , далее двойная эвтектическая реакция >Х AJd?Fe/4S + ^d _ Кристаллизация заканчивается в точке Ej тройной эвтектики Ж^ MiFe/JtB+ NdyFeiBi* Ш при температуре 923 К (СС5°С;. Как видно, фазовый состав сплавов этого типа после равновесной кристаллизации отличается от фазового состава сплавов предыдущей группы.

В сплавах второй группы (ЗЗ-ЗС&Мя' ) , составляющих ойнову про- ' мышленных сплавов, равновесная кристаллизация предполагает протека-

Проекция поверхности ликвидуса части тройной диаграммы состояния системыДУ-Ге-В.

В,ат% ■

Ре '/о\ г, X) 10 /> ьо 50 60 ТО Р/ 80 90

Рис.6.

ние трах перитектичэских реакций, которые при реальных скоростях охлаждения легко подавляются. Вследствие этого в структуре сплавов наряду с равновесными, должны присутствовать неравновесные фазы -кристаллы железа и Мс/ь Ре<7 , Исследование структуры и фазового состава сплава с 34,1% и В. зякрютгилизовонного при скоростях охлаждения 3 и 6 К/мин подтвердили это. Тем не менее в слитках из этих сплавов .полученных в металлических изложницах , структура сплава вблизи пристеночных участков изложницы соответствовала равновесной. ■ *

Исследовали влияние скорости охлаждения на кристаллизацию и (разовый состав сплавав. Анализу подвергали образцы, закристаллизованные в установке ДТА-7 при скоростях охлаждения 3,6,12,24,48,36 К/мин, в металлической излоянице у пристеночной части слитка ( Уохл -2»103 К/мин), а также образцы сплавов в быстрозакалённом состоянии ( Уохл = К/мин 1. Установлено, что^интерпалс 3-96 К/мин на-

блюдается немонотонное изменение объемного содержания кристаллов железа, фазы ^¿Рв/^й и эвтектики МгРенВ + Ре^ (рис./1). При увеличении Уохл до 48 К/дан содержание кристаллов железа и эвтектики увеличивается, а фазы МсЬРе<4& - уменьшается. Дальнейшее увеличение Уожл приводит к уменьшению содержания кристаллов железа и эвтектики и увеличению подержания , В районе Уохл =Т03 К/мин первичная кристяллизадия железа полностью подавляется, из расплава первой начинает выпадать фаза МЫ^Ре^В^ . С этого момента ход кристаллизации этих сплавов существенно изменяется. Поело окончания первичной кристаллизации фазы /^Ы^Ре^В начинается образование двойной эвтектики Ж ^ Л/Ыг * ¿V . Затем образуется тройная эвтектика Ж ^ * Ре^В^ + А/с{ при температуре 928 К .(655°С) и сплав преобретает фазовый состав одинаковый с тем, который он имел после равновесной кристаллизации. Такую структуру предложено называть псевдоравновесной.

Прекращение выпадения кристаллов железа при кристаллизации

Изменение фазового состава сплава Шц-Тец-Ъ? при увеличении скорости охлшздения п интервале кристаллизации.

о&,%.

90

Рис.'?.

сплавов с содержанием неодима 33-35& происходит тогда, когда скорость охлаждения обеспечивает достижение переохлаждения расплава д^^Г^лер т.е. когда величина его превышает интарвал кристаллизации железа в этом сплаве.

Дальнейшее увеличения скорости охлаждения не приводит к смене последовательности выпадения фаз. Набор фаз остаётся прежним, лсев-доравновесным, но соотношение между фазами может изменяться в сторону увеличения ¿/¿¿¡¡Ре/еб , Размеры частиц фазовых выделений уменьшаются.

Установлено, что при частичной замене железа на кобальт, а неодима на диспрозий закономерности изменения структуры сплава,в зависимости от скорости охлаждения, остаются теми ке, что и для базового тройного сплава.

Затвердевание отливок из исследуемых сплавов в условиях направленного теплоотвода.

Связь мелцу процессами кристаллизации сплавов и затвердевания отливок из этих сплавов проявляется прежде всего в размер-эх и строе-.нии двухфазной области. Размер дз.ухфазной области в отливке при направленном затвердевании зависит от показателей кристаллизации сплава, его характера кристаллизации - с одной стороны, и от термокинетических условий затвердевания отливки - о другой стороны. Отроение двухфазной области ( области в затвердевавшей отливке, ограниченной изотермами ликвидуса и с.олидуса) определяется исключительно характером кристаллизации сплава.

У сплавов - твердых растворов о /С</ основная масса твердой фазы образуется в верхней части интервала кристаллизации. При направленном затвердевании отливки ветви дендритов будуфереплетяться на ранней стадии кристаллизации,вблизи температуры ликвидуса, образуя дендритный каркас. Поэтому основную часть двухфазной области в отливках из этих сплавов будет занимать тоердо-жидкая зона. Заключенная в ней жидкость локализована и, не мо*ет оказывать большого влияния

Нй макроструктуру отливки.

В отливках из сплавов о к >1 , где болысая доля твердой фазы появляется вблизи температур),I солидуса замыкание дендритного каркаса будет происходить в нижней части двухфазной области. Большую часть двухфазной области будет занимать жидко-твёрдая зона, где будут находиться тонкие дендритные оси, взвешенные в массе расплава. Тонкие

оси могут обламываться, обломки твёрдой фазы могут разноситься по-с

токами раплнва и Еыэывать рост дополнительных крюталлов. Поэтому образование столбчатой монокристаллической структуры в отливках из подобных сплавов будет маловероятно.

Строение двухфазной области в отливках из сплавов с монотект'и-ческим превращением будет подобно сплавам - твердым растворам с К<1 , Большую часть двухфазной обннсти будет также занимать твёрдо-жидкая зона. Поэтому сплавы с монотектическим превращением всегда легко образуют столбчатую и монокристаллическую структуру в отливках.

3 отливках из сплнвоп с пер1тектичаским превращением строение двухфазной области сильно зависит от скорости охлаждения сплава внутри интервала ириогалли.'шми, При малых скоростях охлаждения передняя часть дпул'[«змом области состоит из тонких дендритных стволов первичной с( - фя.зы и обширных междендритных промежутков. Если пери-текгичеекое прйврнпякав реализуется полностью, столбчатая

струкч'ура будет возник,чп. лесьми вероятно. Однако даже небольшое увеличение скорости охладдония неизбежно приводит к частичному пода плени« лепитектического преврааения, И-а-эа этого в двухфазной области будут появляться кристаллы вторичной уВ -фазы, образующиеся прямо из расплава. С ни Сулут дляать свои дополнительные кристаллы, вследствие чего об|иаовл1Г«в гтаябтото» структур» в зтой ситуации невозможно.' В случае полного подавления первичной кристаллизации </, -Ьазы у сплавов тина начнётся первичная кристаллизация

Ц -Уины, пр>; от см хярахип, крис«|Л.мзя!{ии этих сплавов становится :м ,.чк V твердого :•.„•( во р.» <• , и образование столбчатой

структуры в отливках мокот облегчиться.

Экспериментально установлено, что затвердевание монокристаллических слитков из сплава ШДКГ5АА в отечественных промышленных установках типа "Кристаллизятор-203" происходит в условиях возрастания скорости охлаждения и температурного градиента внутри двухфазной области, в результате чего расстояние между дендритными осями первого и второго порядков (£*/ и с/з) по мере' удаления от холодильника уменьшается. При увеличении, скорости подъема нагревателя (соответствует скорости вытягивания) от I до Т Омм/мин возрастает скорость охлаждения сплава. Соответственно величины (í^ и уменьшаются с 0,47 и '0,06 до 0,2 и 0,035мм, размеры блоков монокристаллов также умспь-. шаются с 1,7 до, 1,0мм, а радориентсщия блоков относительно кристаллографического направления <100> увеличивается с 2,3 до 7,8 градусов. Обнаружено, что слитки, затвердевание которых происходило частично

р

или полностью в интйале скоростей охлаждения 15-65 К/мин, отличались немонотонным изменением й/ и с/3 по высоте слитка и наибольшим нйсоворшзпотном монокрисгаллическсй структуры. Это проявляется преж- ' де всего в появлении повышенного количества новых кристаллов, называемых на производстве паразитным«, "ричиной этого является выявленное ранее изменение характера кристаллизации сплава, проявляющееся в уменьшении Мраы , Таким образом интервал скоростей охлаждения сплава 15-65 К/мин является нежелательным в технологии получения монокристэл-лических слитков из сплавов типа ШДП1 и его следует избегать.

Прямыми экспериментами установлено, что затвердевание отливок из сплавов ШДКТ п условиях направленного неуправляемого теплоотвода ' сопровождается непрерывным снижением скорости охлаждения в интервале кристаллизации сплава, температурного градиента на фронте кристаллизации и нопрершым расширением двухфазной области. Зто происходит потому, что по мере затвердевания расплава температура его непрерывно понижается , а интенсивность теплоотвода от фронта кристаллизации уменьшается по мере увеличения мас.с.н затвердевшего сплавь.

При затвердевании отливок из сплавов ШДСТ с монотоктическим превращением piзмepJ двухфазной области в каждый момент времени затвердевания меньше, чем у сплавов КНДКТ - твёрдых растворов (рис,8}. -Это вызвано сильным термическим-аффектом, связанным с протеканием монтектического превращения, вследствие чего скорость продвижения изотермы ликвидуса снижается, градиент темлературл внутри двухфазной области возрастает р1змер>1 двухфазной области уменьшаются,рост столбчатых кристаллов, при этом облегчается. Затвердевание отливок из сплавов ШДКГ с перитектическим лровращениям характеризуется наличием в двухфазной области плавающих обломков кристаллов,карбидов титана и ниобия. Большую часть двухфазной области в отливках из этих сплавов занимает жидко-твйрдад зона, Все отливки, полученные методом неуправляемого направленного латвердеяйния этих сплавов, имели равноосную кристаллическую _струк'1 уру.

Затвердевание отливок из сплавов ШЯСГ с монотектцческим превращением (совместная добавка сер>< и угдеродя, марганца, церия и др,) сопровождается активным образованием обогащенной серой мопотоктичес-коЯ жидкости, несмешивнюирйся с матричной дадкостью, которая в ходе затвердевания всплывает я лсднрибыльну» одеть отливки и увлекает за собой взвешенные в расплаве неметаллические включения. В результате расплав перед (¡фонтом крнетмллизннии очищается и рост столбчатых кристаллов облегчаете,!. Этот процесс предложено называть внутриформен-ним флотационным рафинированием. Подбирая определенным образом легирующие добавки можно усиливать или ослаблять этот процесс. Способность монотектическич сплавов типа Ш^СГ к самоочищению позволяет • использовать при их выплавке втеришмв шихтовые материалы (литейный возврат, ферросплавы и прочее 1,

■ При затвердевании слитков из сплавов системы часто

возникает сильна«-, фазовая неоднородность по гечотп г.лягиа, Установлено, что причиной этого является большая разница в термокинатичес-ких условиях затвердевания различных участков слитка. Пристеночные участки загв^рдяизвг Н условиях полного подавления первичной крис-

Изменение размеров двухфазной области при неуправляемом напрвллешом затвердевании отливок из сплава ЮНДКГ5ВА.

- сало в ЮНДКТ5БЯ

---с/мав ЮнДкГМЛ +£>,3 %$*-*■ 0,05%С

Рис.8.

таллизэции железа и всех последующих перитактических реакций / 1

( Мои =10 - 10 K/viniO и имеют псевдоравновесную структуру, состоящую из крюталлов j j/dy Fet, ц высоконеодимовой фазу. На некотором расстоянии от стенок, когда скорость охлаждения сплава в интервале кристаллизации становится меньше -900 К/мин, в структуре слитка появляются такие кристаллы железа и фазы . Для получения однородного фазового состава по всему сечению 'слитка скорость охлаждения сплава в интервале кристаллизации в любой части слитка должна быть не менее Ю3 К/мин,

Изучена микро- и макроструктура промышленных слитков, лежаи(их в области пераичпоЯ кристаллизации я©деза и содерскаи^их 31,8-35^ м&с. неодима. Макроструктура слитков из сплавов с содержанием неодима менее 32^ всегдп была полностью равксосноД, из сплавов с 32-35& нводи-. ма - частично столбчатой, из тлы,ог> с содержанием более 35$ неодима -- полностью столбчатой. Поклзздо, что это связано с особенностями кристаллизации этих сплавов. S'ipjsop.at-wc столбчатых кристаллов происходит только гогда,когда' ия-",<: wv.-ro черничная кристаллизация фазы У спляпон с с о,'; ; f '.-i i > (од>' м. f более 3io^wac., лежашх в области первичной кр«<:Тйв^ячннии jA.'i'J , этдЬроисходит во

всем интервале измене пил с^уросгвй »млащдения, Граница между зонами столбчатых и равноосных кристьллоп t> слиткак из сплавов с 32-35% неодима является местом, rjvi происходи'»' смена первичной кристаллизации -[яз. вследствие понижения скорости .,/.jh *петя вместо (разы NdtF^mB здесь впоьь начинается первичная кристаллизация железа, котороо и препятствует росту столбча-шх крис.^аллоь PJd^F&iB _ Сплагы, где содержание неодима кеноо идаюг широкий интервал кристалли-

зации жвло»», {<ераичиям ¡лп^л железа здесь не может быть

, подпилена и стол<К>гых кристаллов п слитке не образуется, Получен-11ч,: данные по.цч'лвркда-ог поча^е.аиа с ¡„и, что леритектическое прзвра-¡.с-,.цг з.; .'ьуцнл« аориэ^вагые сголОчлю;» структура в отливках при на-шмнлрнном ззрпсрцеB.'nij...i, едп-го в случае его полного подавления мо-

гут быт^> легко получены столбчатая и даже монокристаллическая структуры.

Практическое использование результатов исследования.

Используя метод конструирования состава сплавов были усовершенствованы некоторые сплава типа ШДК и ШДКТ. Предложены оптнмизиро -ванные составы этих сплавов в рамках ГОСТ 17809-72, обладайте погашенной склонностью к образованию столбчатой и монокристаллической структуры в отливках. Найдены добавки (цирконий, гафний,тантел совместно или раздельно в количестве до по массе),изменяющие характер кристаллизации сплавов КВДКГ в сторону увеличения Мрасп без изменения типа сплавов (твердые р^створ^, я также добавки, вызывающие монотектичег.кое превращение и способные существенно увеличить их склонность к столбчатой кристаллизации (марганец, кремний, углерод, церий, иттрий, неодим в сочетании с. серой). Некоторые составы сплавов внедрены в производство.

■Сделаны рекомендации по усовершенствованию технологии изготовления монокристаллйчаских отливок из сплава ШДКТ5АА. Усовершенствования'заключаются в устранении углерод-содеркащих элементов, способных контактировать с расплавом на пути его следования из плавильного тигля в литейную форму; в обеспечении гомогенности расплава перед началом выращивания монокристаллоо, что позволяет увеличить производительность процесса, выращивания и для чего предложено изменить саму схему вырздивания; в обеспечении режимов выращивания, позволяющих избежать неблагоприятного интервала скорссгеЯ охлаждения сплава при ' кристаллизации, который составляет 15-65 К/мин и внутри которого происходит интенсивное образование паразитных кристаллов.

Для реализации этих рекомендаций НП0"Мягнэтон" было закуплено некот^юа стандартной технологическое оборудование и выдано техническое задание соответствующим организациям ка разработку и изготовлений специализированного оборудования. Часть этого оборудования уже

лзгстовлена, установлена и испытана в НПО"Магнетон". Даже частичное внедрение рекомендуемых мероприятий в НПО"Мягнетон" позволило повысить устойчивость технологи:! и увеличить выход годного при изготовлении мснокристалличаских слитков с 75 до 90S, Усовершенствованная технология также была внедрена в производство в П0"Магнит",

Разработана и испытана лабораторная технология получения м,оно-' кристаллов из сплавов системы f/d-Fe-B методом высокоскоростного направленного затвердевания.

Разработана и внедрена в НПО"Магнетон" ресурсосберегающая технология изготовления монокристаллических слитков квадратного профиля. Технология позволяет экономить до 40% сплава ЕНДГГ5АЛ на каждой выращенной заготовке. По заданию НПО"Магнетои" разработана, изготовлена и смонтирована специальная приставка к дифрактометру ДРОН-2 для анализа совершенства монокрис.тнллической структуры отливок сложного профиля методом рентгеновской топографии.

Разработана и внедрена в (£10"»¡ягнетон" ресурсосберегающая технология изготовления литых янготовок со столбчатой кристаллической , структурой, позвол/иодая использовать взамен чистых шихтовых материалов ( кобальт, никель, медь), яначпчедьно более дешёвые и моное дефицитны« я/.iwyjtj, ли.геиныя гкмьрчт и пригодная для изготовления магнитов ответственного няяилиини»! из сплавов типа ШДКГ, В основу технологии полсиеп способ внутрифирменного флотационного рафинирования расплава в ходя направленного затвердевания яидкими продуктами монотектич<>гкого превращения. Разработаны составы ферроникеле-вой лигагурн, cawpfawe ичиментм, ¡мзыивацио монотектическое превращение » сплавах тиггя ШДКГ, Использование этих лигатур существенно упрощай" го тол огив шплавки таких сплавов.

^совершенствована тктлогин «гот опленин промыииенных слитков из t-iunnub IVU-it - j. .1яи обеспечения однородности слитков и максимального содержания ьних флпч РЗМгРе^& было предложено изменить

-4Ь-

их форму с цилиндрической нн плоскую. При этом толщину слитка, материал и толщину стенки изложницы предложено выбирать такими, чтобы любой объём слитка затвердевал со скоростью но менее Ю3 К/мин,

Показано, что перспективным методом получения сплавов РЗМ-Ре-В в. быстрозаквленном состоянии является метод газодинамического диспергирования расплава с последующей быстрой кристаллизацией. Показана возможность использования сплавов в быстрозакаленном состоянии для изготовления магнитопластов без какой-либо предварительной термообработ ки.

Некоторые полученные в ходе работы экспериментальные данные о свойствах магнитотвйрдых материалов рекомендованы Всесоюзным научно- исследовательским Центром по материалам и веществам (ВШЦ МВ) при Госстандарте СССР в качестве справочных данных.

Общий экономический эффект от внедрения в производство результатов работы составил более I млн. руб. в год в ценах 1991 года.

ЗАКЛЮ1ЕНИЕ

Основные результаты диссертационной работы сводятся к следующим выводам.

I. Склонность сплавов к образованию столбчатой или монокристаллической структура в отливках зависит от характера их кристаллизации, котор^ в своч очередь определяется видом диаграммы состояния и положением сплава на данной диаграмме. Количественно характер кристаллизации сплава может быть выражен через показатели кристаллизации, к которым относятся температурный интервал кристаллизации (дТ), темп кристаллизации ( С ), доли твердой фазы, образуется при кристаллизации сплава за счет распада расплава и диффузионного взаимодействия р!Нее выпавших кристаллов с расплавом { Mвi коэффициент распределения легирующих компонентов (/С ),

Наиболее - важным показателем кристаллизации является К и зависящие от него значения Мрасл и Мгз - они определяют потенциальную способность сплапя к образованно столбчатой и монокрист&лличес-кой структуры в отлилкчх, которая тем меньше, чем больше абсолютная величина К , ;.эм больше Ми и чем, соответстпенно, меньше

Мрисп ,

Разработана раечэтно-экспериметальные методы определения показаголей кристаллизации июгзквмпонв!ггних сплавов-твёрдых растворов, а так»с <и.тг»пп с лснст«ктж«скям и лерятекткческим превращениями. Д.)л много кчып о» юич I м х пиепоь йг едено понятие обобщенного коэффициента распределения предпоыны метода его опрзцедекия.

1. "станом«! ¡о, что г.юиотекгичегкос превращение облегчает, а пори!т.лтичй,'«¿ч ,г1!^ь(ч:,енис рудняог образование столбчатой и »ынл гигл-м.мчегн¿й (•■¡.укгуш ь съамимх при направленном эатверде-

ЬЛп'ИН .

Гаэ(м(;ога>1» ".с<оцисг. подче-рл 1глмруюсцх элементов, способных

с,!.'|Ь.:;. и , ь Ум'-Л. чи- I. ИЛ« >МГ;пЬ.Ы .'Ь ; СКЛОННОСТЬ СИЛЬВА К йб-

рааованир столбчатой и монокрисгаллической структур* г. отлипкях.

6. Показано,, что у сплаоов-твердых растворов ЕНДСТ5АА и ШДКТ5БА существует интервал сравнительно невысоких скоростей охлаждения (15-о5 К/мин"! внутри которого наблюдаются повышенное значение дендритной ликвации элементов и нарушение монотонности изменения дендритного параметра в зависимости от скорости охлаждения. При этих скоростях охлаждения понижается вероятность образования столбчатой структур* в отливках.

7, Показано, что все сплавы типа ШДК и ШДК1 кристаллизуются как твёрдые растворы с обобщенный козфТмписнтом распределения К05</ . Экспериментально определены знача ни я л Г ( ¿л ( ¿с 5 К05, Мрат , Мвз этих сплавов. Установлено, что глняной причиной уменьшения склонности к обрнзовмнию столбчатой ила монокристяллической структуры при переходе от сплавов п№ к снднрям П1ДКТ, является уменьшение Мрам . Увеличения склонности сплавов П1.ЦКТ к столбчатой- кристаллизации при совместной добавке к ним сер* и углерода япляется следствием возрастания Мрасп , происходящего в результате протекания монотектичзского превращения, вызванного этими добвнками. Введение одного лишь углерода вызывает перитектичоскоя превращение в сплавах ЕКД1ГГ, что приводит к увеличению Мез и снижению склонности этих сплавов к столбчатой кристаллизации.

8, Экспериментально определены температуры начала и окончания образования сульфидов и карбидов в сплаве ШДСГйБЛ при совместной и раздельной добавке н ним серн и углерода» Установлено', что всо эти включения образуются в интервале кристаллизации после выпадения первичных кристаллов твердого раствори.

Я. Монотектическая жидкость, образующаяся при кристаллизации сплавов Щ^КГ с добавками сер* и углерода, обогащена серой, углеродом, титаном, ниобием и может поглодать из окружню.дего ее расплава кислород, РЗЫ и другие элементы, освобождая ог них границы дендритов. При вертикальном направленном злть<;[-депянип мст.'отектическая жидкость, рсплч-

Бая, оказывает рафинирующее воздействие на расплав и облегчает образование столбчатой и монокриоталлической структуры в отливках. Это позволяет использовать при выплавке сплавов ЩЦКГ лигатуры, ферросплавы и собственный литойный возврат, сохраняя при этом заданную длину столбчатых кристаллов в отливке.

10. У сплавов с пяритактическим превращением увеличение скорости охлаждения в интервале кристаллизации может привести к смене последовательности выпадения фля. У сплавов 1НДКТ с добавкой углерода это выражается в образовании карбидов титана и ниобия не по'перитех-тической реакции , а непосредственно из расплава совместно с, оС -твёрдым раствором, У сила поп системы ЫЫ-Ге-В , лежяи^х в области первичной кристаллизации шлеаа - п переходе к первичной кристаллизации <$азы Мз• В перцем случае образование столбчатой и мопскрияаллической структур4 д отливках затрудняется,- во втором -облегчается.

П. Полученные г работе данные были использованы для уссвершан-грвеоакил еостлпа оплавев системы КИ/}СТ и технологии получения из 01их сплавои о'1л;;ео.; со сюлбчнгой и мснокристатлической структурой,

создания ресурсосберегающие юхнилогий изготовления таких отливок, для усовершенствования толиологии изготовления слитков из сплавов ПЗМ-Го-З, Большая часть разработок ывдрена в производство или реноме ндовача к внедрению ь ИЮ"Магнетон" и П0"Мдгнит"

Основное содержание работы отражено в следующих публикациях в. издающих организациях, предусмотренных перечнем ВАК,

1, Влияние литейного возврата на качество магнитного сплава П1ДК35КЕА./Беляев И •ß.. Рудницкий Чаб8.н И.П. и др.//Литейное производство.- IS82,-№ 3,-С,25-26,

2, Использование литейного возв^та при плавке сплава ШДК35Т5ЕА/ Соколов В,!.!,, Огомахин /..Я,, Беляев И.В. и др.// Литейное

производство,- 1982.-» ?,- С,34-35,

3, Пи кумов М.В,, Беляев И,В., Лаш.ук B.C. О методике определения темпа кристаллизации сплавов. // Изв.вузов. Черная металлурги я. - IS3 3, 9. -С, IОI -104.

4, Пикунов ".В., Беляев И.В,, Лашук B.C. Некоторые особенности кристаллизации магнитных сплавов типа ЩДК и КНДКТ.// Литейное производство.-1983. 13.

5, Определение температур плавления магнитно-твёрдых сплавов./ Рудницкий D.B., Беляев «1.3,, Чабан И.П. и др. // Металловедение и термичзскан обработка металлов.-1924.-С,42-43.

6, Причины образования "паразитных" кристаллов в монокристаллических заготовках из сплава СНДК35Т5АА. Сидоров S.S., Беляев И.3,, Гриднев А,И. к др. //Литейное производство.-1935,-»1С.-С.28-29,

7, Пикунов М.В., Беляев И.З,, Сидоров Е.В. Об образовании сульфидов в сплаве ШДК35ТоЕА // !";зв.вузов. Черная металлургия.-Г9аб.-;Я.-С.Г24-.т2б.

в, Пикунов «.В., Беляев И,В., Обадинма 0,3. О макро- и микроструктуре сплавов Fc-Ti -S Л1п. // Кзп.вузов. Черная металлургия.-1986.-^2.-С. 156-15?. -

9. Пикунов М.З., Сидоров Е.З., Еяляев ".П. Об улучшении качества монокрнстмличоских отливок из сплввн И!ДК35Т5А/.. // в. вузов. Черная металлургия.-¡~8£.-'£3,-С, ¡48-150.

ГО. Беляев И, В., Гриднеп Л .И,, Рудницкий ¡0,3, Таблицы стандартных справочных данных. Отдави мягнитотвёрдне литые ШДК15, КЩ4ДК24, КНТ4ДО25БЛ, ШДК34Т5, адс35Т5АА. Температуры начала и окончания плавления, ГСССД 71-3-1 ¡Издательство стандартов, T9G5 _ ПС.

П, Условии" затвердевания монокристаллических отливок ия сплава КНДК35Т5АЛ. /Плкупон М.13., Сидоров П.В., Беляев И.В, и др. //питейное производство'.-Í906, _у«7,3-4.

12. Пикунов М.В., Сидоров Е.В,, Беляев И.В, Изготовление монокрие-таллических отливок из сплава ШДК35Т5АА, // Литайноа производ-

. ctbo,-t937.-;í5.-c,7j3.

13, Гриднев А.И,, ЕелиезИ.Й,, Ростовцев З.Г. Получение монокристаллов магнитотверцых сплавов.-// Зцсокочистые и монокристал-личсские металлические материалы - '<!.: Наука, I987-C.87-89,

14. Пикунов М.В., Беляев И.З., Сидоров Е.13. 0 ры.с--чёте показате-

• лей кристаллизации сплавов - твердых растворов. //Изв.вузов. Черная метлллурГ/|Я.-1?03.-;Я._С,121-12/!,

15, Влияние атмосфера па содержание газообраэующих примесей и структуру мснокристолличоских заготовок постоянных магнитов./Рудницкий И,В., Бауман Б.В., Сидоров Е.З., Беляев И,В, // Высокочистые вещества.-С.190-192,

ТС. Получение литых магаитов из гпляпа 1СМДК35Т5ЕА,/Беляев И,В., Пикунов М.З., Сидоров -.3. .i др. // -игойное производство.-1939. -7Л.-С. 2-9.

17, Келноп ¡'.3.. Нлкоторио закономерности образования ориентированной структур.) в отливках из еллапон - твёрдых растворов,// Элеш'рсгнля тйапикд. Серия С. Материалы.Л990.-рыл.9/254/ДС51.- .

13. üpptvciwibso парило» :»;. rere рок -poi оров злон-грических машин из .ггогп „¡а, г-' -.."ар.;:,job./íícv ¡ог^НиЗ 3. £>. , Л.^пгпдп А.Н. , Г,--.; i:.:.. ' 'HíU t.ir.yj fa&-¿cat¿or>:X Jnt. Co.if.,

ijaêfyana, Yup>s<fa<rîa, W89./Proceed^ <W. ~ №89. -p. 86-91

т9. Таблицы рекомендуемых справочных данных. Сплавы »¡апглтотпсрдыс литнз ШДОТ5ВА и П!ДК18„ Кинематическая вязкость. Беляев И.В., ^.Жургвлева О,П., ЛкушевскиЯ А.П. и др. // В$1Ц MB Госстандарта СССР. / Деп.рукопись/ - М.: ШШ1Г:.-1С89.-;;.СЖ.

.20, Grcc/ne J Л, У., Befyaei/ Cf. К Monoety?ta№û>£ ^/w^W та^е^л// Jnt. Corf. /Vayetip/T?, Paris, Ргалог, Jsas/Proceecfujji £°ai.-fQS8. -p.24.

2T. Беляев И,В., Чабмн A.M. 1'опользовпние метода Бр^джмена для выращивания монокристаллов кпндрнтного профиля.// Деп.рукопись /-!.!. ; ЗШПМ ' - 1900. 157. _"]Т9У.

22, Беляев И,В,, Пик,упои ''',3, Гаснет показателей кристаллизации сплавов с перитектичесиим превращением . // Изв.АН СССР. Метал-

-С.100.199,

23, Ойразоцяние дендритной мононристяллической структура в отливках из сплава ЕНДОЮТС./Сидоров 2.3,, Беляев И.В., Гриднев А.К, и др. И Расплавы.-IS9I.->'.-3.JG2-TC5.

24, Беляев И,В. Получение литых заготовок для постоянных магнитов. // Процессы• лить«.-ISC2.-С.ï04-1 1С.

25, К вопросу о дендритной неоднородности в монокристаплпческих слитках из сплава1НДКТ5ЛА, выраденных с различными скоростями./ Беляев И.В., Пикунов >''.3, Вострякогз А. А, и др. // Металлы.-I992.-;?I._C,94-97.

26, Исследование структура слитков сплавп ШДК35Т0АА./Агапова Е.В,, Гундырев В.К,, Сидоров 2.3., Беляев ".3,// Металлы.-TS93e-№2„— -С.136-140. .

2". Беляев И.В., Востряков А.А. Какро- и микронеоднородность состава в монокристпллически* слитках, из сплава ШДСГ5АА. // Металлы.--1903,_"3,-С, i33-T63, '

28, Беляев И.В., Пи куне й Аьа;,«.ч к|мг»>я.«л«<эс11ми сплавов с моно-тертичепким превращением.// нветкис металлы.-'.293.-УЗ.-С.52-5-Î.

29. Беляев К.З., Пикунов il,il. Исследование дендштноД струкгуш мо-

нокристаллов оп.ляпа И1ДКТ5Л/!.// Металлы.-T9S3.-"4.-С, 107-109. 30. Злияние скорости охлаждения на кристаллизацию и структуру сплава в,, / Беляев И.З., Пикунов М.В. , Бондарен-

ко О.В. И др. // Металлы.-IQ9-l—'í3.-С, I-17-I52. ЗГ, Беляев И,В., "ик/ноп М.В., Сонднренко 0.3. 0 макроструктуре слитков из сплавов типа ■ .// Металлн.-Г994.-№5,'-

Г " Г' л ~

По т§ме диесергшши Беляевым И.С. о соавторами получены авторские свидетельства на изобретения

901322, 1450418, 1700.111, 74045-17, I5Ü3G84, 1527X0, IC0SI72, 1747527, I7722II, I78807G, ТВ2241I, 1822503.

• /