автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние состояния расплава на формирование структуры и свойства литых сплавов на основе железа и алюминия

УРАЛЬСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ - УПИ

о г Е

' ' о ОД

"о СЕН щпл

На правах рукописи

ХАКИМОВ ОЛЕГ ПЕТРОВИЧ

ВЛИЯНИЕ СОСТОЯНИЯ РАСПЛАВА НА ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВА ЛИТЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА И АЛЮМИНИЯ

Специальность 05.16.01. - Металловедение и термическая

обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

ЕКАТЕРИНБУРГ 19Э4

Работа выполнена на кафедре физики Уральского государственно технического университета - УПИ.

Научный руководители:

доктор технических наук профессор Г. В.Тягунов кандидат технических на ук, доцент Т.К.Костина

Официальные оппоненты:

доктор технических наук профессор й.Г.Векслер кандидат технических т ук. старший научный сот рудник Л. И. Агапова

Ведущее предприятие:

НПО "Машиностроительны! завод им. М. И. Калинина'

Защита состоится октября 1994 г. в на засела]

специализированного совета К. 063.14.02 при металлургическом фак: тете Уральского государственного технического университета - У 3-й учебный корпус, ауд. Мт-421.

С диссертацией можно ознакомиться в .библиотеке УГТУ - УПИ.

Ваш отзыв в одном экземпляре, заверенный гербовой печат просим направлять по адресу: 620002. Екатеринбург, К-2. УГТ УПК. ученому секретарю'университета, тел. 44-85-74.

Автореферат разослан

и/-Ои^Я 1994 Г.

Ученый секретарь специализированного совета

Э.Н.Логинов

Актуальность работы. Повышение требований к качеству металлопродукции обусловливает необходимость совершенствования всех стадий металлургических технологий. Основным направлением решения этой проблемы служит создание новых, более легированных и, следовательно, более дорогостоящих марок сталей и сплавов, совершенствование режимов термической и других видов их обработки в твердом состоянии. В то же время опыт получения большинства сплавов показывает, что определяющее влияние на структуру и свойства готовых изделий сказывают такие Факторы, как температурно-временные режимы выплавки, т.е. состояние жидкой фазы, и условия кристаллизации в процессе литья. В связи с этим актуальна задача разработки методов управления свойствами литого металла путем оптимизации режимов жидкофазной обработки. Наиболее плодотворно регламентация указанных факторов осуществляется на основе тщательного комплексного исследования взаимосвязи структуры и физических свойств сплавов в жидком и твердом состояниях.

Сходство и различия в строении конденсированных фаз существенно влияют на механизм и кинетику фазовых превращений. Это хорошо прослеживается при изучении твердофазных переходов. Такая же зависимость обнаруживается при исследовании кристаллизационных процессов в металлических системах, т.е. при фазовом переходе "жидкое-твердое". Достижение заданного уровня свойств отливок многокомпонентных сплавов, в частности, серых чугунов и сложнолегированных силуминов, затвердевающих в широком диапазоне температурных и концентрационных градиентов на Фронте кристаллизации, возможно лишь при учете достоверной информации о механизме и кинетике структурообразования. Установление закономерностей влияния состояния жидкой фазы на структурообразование сплавов имеет большое значение для решения Еажных научных задач, одной из которых является современная теория кристаллизации.

Работа выполнена в соответствии с едиными тематическими планами

НИР Уральского государственного технического университета - УПИ.

Цель работы: установление механизма влияния состояния жидга сплавов эвтектического типа на основе железа и алюминия на процеа формирования их структуры и свойств в твердом состоянии.

Для реализации этой цели в работе решались следующие задачи:

1. Изучение особенностей температурных зависимостей структуры физических свойств объектов исследования в жидком состоянии.

2. Исследование взаимосвязи строения и свойств расплавов с пр| цессами формирования структуры твердого металла.

3. Разработка научнообоснованных режимов подготовки расплаво; обеспечивающих повышение качества готовой металлопродукции.

4. Проверка эффективности разработанных предложений в промышле: ных условиях и внедрение новых технологий в серийное производство.

Научная новизна. Установлены основные закономерности влияния со тояния расплава на процессы кристаллизации, структуру, механические служебные характеристики сплавов системы Ее-С-Б1. серых чугунов и л тейного алюминиевого сплава АЛ32. Предложены: модель строения тройн келезоуглеродкремнистых сплавов, а также чугунов в жидком состояни механизм влияния подготовки расплава на структурообразование эвтект ческпх систем на основе железа и механизм многостадийной кристаллиз ции сло:кнолегнрованного силумина.

Разработаны температурно-временные реагины технологического пр цесса, обеспечивающие перевод расплавов в однородное и равновесн состояние к моменту выпуска сплавов'из печи или диспергирования. Н визна технологического решения подготовки железомедного расплава диспергировании подтверждена авторским свидетельством на изобретен Н 1487292.

Практическая ценность. Результаты комплексного исследован структуры и свойств сплавов в жидком и твердом состояниях явились о

эвой разработанных и внедренных в серийное производство процессов эрмовременной обработки расплавов.

Применение разработанных технологий при производстве чугунных от-ивок позволило повысить их качество и тем самым увеличить выход голых изделий на 3.2% при значительной экономии электроэнергии. Включе-ие термовременной обработки расплава в технологию изготовления чу-унных изложниц способствовало повышению уровня термомеханических ха-актеристик литого металла и. как следствие, стойкости изложниц на 0%. Новая технология подготовки расплава ДЗО перед диспергированием беспечлла улучшение структуры и качества спеченных изделий: увеличе-:ие относительного удлинения в 2 раза, коэффициента рассеяния механи-[еской энергии (демпфирующей способности материала) на 30-4055.

Практические рекомендации по совершенствованию . режимов выплавки )бъектов настоящего исследования использованы в НПО Тулачермет, на Уфимском заводе автомобильных моторов, Верхне-Салдинском чугунолитей-гсм и Златоустовском машиностроительном заводах.

Автор зашкшает:

1. Результат^ экспериментального изучения структуры и свойств тройного сплава системы Fe-C-Sl, серых чугунов и алюминиевого сплава Ш2 в жидком и твердом состояниях.

2. Модельные .представления о строении жидких сплавов . эвтектического типа на основе железа и механизм влияния их термовременной обработки на процессы структурообразования.-

3. Механизм многостадийной кристаллизации алюминиевого сплава АЛ32. .

4. Практические рекомендации по улучшению и стабилизации свойств изученных сплавов.

Аппобация работы. Основные положения диссертационной работы доложены и обсуждены на следующих Всесоюзных конференциях, совещаниях и

семинарах: Взаимосвязь жидкого и твердого металлических состояний, Свердловск, 1987 г.; Наследственность в литых сплавах, Куйбышев, 1990 г. ; Процессы разливки, модифицирования и кристаллизации стали i сплавов, Волгоград, 1990 г. ; Порошковая металлургия, Свердловск, 1989 г.; Физико-химические основы производства металлических сплавов Алма-Ата, 1991 г.; Взаимосвязь жидкого и твердого металлических сос тояний. Сочи, 1991 г.; I Украинская конференция "Структура и физичес кие свойства неупорядоченных систем". Львов, 1993 г.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, четы рех глав, заключения, списка цитируемой литературы и приложения. Обь ем работы - 155 е.. из них основной текс" - 85 е.. рисунков - 34 таблиц - 16, список литературы содержит 137 наименований.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность темы диссертационной рг боты, формулируется ее цель, научная новизна и практическая ценное: результатов исследований, а также приводятся основные положения, bi носимые на защиту.

В первой главе отмечено, что модельные представления о строен; жидких металлических систем являются важным этапом в понимании прир да взаимосвязи жидкого и твердого состояний. Несмотря на многообраз существующих модельных представлений для описания многокомпонентн (промышленных) металлических жидкостей, наиболее универсальным явл ется квазихимический вариант модели микронеоднородного строения ра плаза. Рассмотрены модельные представления о строении жидких высок углеродистых сплавов, чугунов и сплавов системы A1-S1, а также езе; км о их физических свойствах при высоких температурах.

Изложены современные представления о взаимосвязи структуры

Яств материалов в жидком и твердом состояниях. Показано, что наи-¡ее простым и эффективная энергетическим способом воздействия на ¡авновесный расплав является его термовременная обработка (ТЕО). ¡ожительный эффект ТВО проявляется в получении оптимальной структу-расплаза. устранении влияния исходных пихтовых материалов и. в коном итоге, улучшении качества готовой металлопродукции. Терковре-:ная обработка расплава благоприятно влияет на структуру и свойства [авов различных классов.

Во второй главе рассмотрены использованное экспериментальные мелки и приведена сценка их погрешностей.

В жидком состоянии изучены кинематическая вязкость (v), поверх-:тное натяжение (б), удельное электросопротивление (р) и плотность ; проведен рентгеноструктурный анализ расплавов. Относительная погрешность результатов измерения отруктурно-чувст-:ельных свойств расплава при доверительной вероятности 95% состав-:т соответственно: Дv/v - 1,3%, Дб/б = 1,58, М/<! = 0,2%, Др/р = )%.

.Дифференциальный термический анализ образцов з годком и твердом :тояниях проводился на установке ВДТА-8МЗ.

В качестве основного метода изучения структуры объектов исследо-шя выбрана качественная и количественная металлография. Она позво-зт достаточно точно и надежно идентифицировать структурные состав-зцие и оценить изменения в структуре материала в результате термо-змениой обработки расплава. Сведения о размерах дендритных ячеек, эактеризуви'их дисперсность литой структуры, получили методом секу-относительное содержание второй фазы - точечным методом. Погрез-;ть результатов измерения расстояния менду вторичны« осями дендри-з и количества второй Фазы составляет 2,5 отн. %. Распределение элементов между структурными составляющими сплавов

изучали по известным методикам на микроанализаторе "Cameca MS-46' сплава АЛ32 - JSM-U3. Микротвердость определяли на приборе ПМТ-; Ошибка при измерении микротвердости составила 5,6 %.

Содержание кислорода в твердом металле определялось экспресс-м тодом с помощью специализированного газоанализатора "O-N-Mat 822 Относительная ошибка измерений при этом не превышала 1.0%.

В третьей главе изложены результаты экспериментального исследов; ния влияния состояния расплава на процесс кристаллизации, структуру свойства сплавов системы Fe-C-Si и серых чугунов.

Сплавы системы Fe-C-Sl являются основой большинства промышленн: серых чугунов. используемых в современном машиностроении. В связи этим изучение модельных сплавов, а именно, установление закономе ностей формирования равновесного состояния расплава, его влияния механизм, кинетику структурообразования при затвердевании и свойст твердого металла,является важным этапом в понимании процессов, прот кающих в более сложных, многокомпонентных композициях.

Анализ политерм кинематической вязкости, поверхностного натяжен и удельного электросопротивления сплава Fe-3,6%С-2,3%S1 в жидком со тоянии (рис. 1) позволил определить критические температу tK!-1380° С и t„z-1450°С. Нагрев до tKl приводит к аномальным измен ниям. а до tK2 - к возникновению устойчивого гистерезиса физическ свойств расплава. Полученные результаты хорошо коррелируют с даннь ДТА сплава в жидком состоянии. С целью получения дополнительной i: формации о процессах, происходящих при повышении температуры, прог лен рентгеноструктурный анализ сплава в жидком состоянии. Установи ко. что вблизи температуры tKl происходит растворение графита. Г температуре tK2 изменяется структура ближнего порядка расплава.

Процессы, протекающие при кристаллизации сплава, исследованы к тодом проникающего ^-излучения, т.е. путем измерения абсолютных 3t

эний его плотности. Максимальная температура нагрева расплава при отлавке образцов для исследования составляла 1350°С (<СК1=1380°С). .е. отбирались образцы, структура ближнего порядка которых в жидком остоянии не претерпевала каких-либо существенных изменений.

«I в\

Рис. 1. Влияние температуры нагрева расплава (гн) на его свойства и форму существования углерода в жидком сплаве Ре-С-Б1: углерод.в виде гетерогенных частиц,*© - микрогруппировки типа Ме-С, ©- микрогруппировки типа Гех51у, Ее^уС^, • - углерод в истинном растворе

Экспериментальная кривая <КШ представлена на рис. 2. На данной .ависимости четко выделяются следующие характерные участки: - из-[енение плотности (или объема) сплава в жидком состоянии, ЬЕ - изме-[ение средней плотности сплава в двухфазной области, т.е. резкое, увеличение й в процессе кристаллизации первичного аустенита, ЕБ - эвтектические расширение ("разуплотнение") вследствие кристаллизации аус-■енитно-графитной эвтектики. БЫ - уменьшение плотности уже затвердев-зего сплава, т.е. его "постэвтектическое" расширение. Дальнейшее ох-тазсдение твердого металла ниже точки М приводит к некоторому росту и

- 10 -

стабилизации значений его плотности.

Сравнительный анализ результатов исследования плотности в проц

Рис. 2. Характер температурной зависимости плотности в интервал кристаллизации доэвтектического сплава Fe-C-Si

се охлаждения образцов сплава, нагретых в жидком состоянии до раз. ных температур, показал следующее. Увеличение' максимальной темпер: ры нагрева расплава от 1360 до 1500°С приводит к сужению темпера' ного интервала (tL.tE) выделения первичного аустенита соответств от 68 до 55°. что обусловлено уменьшением значения температуры ли дус. Весь интервал первичной кристаллизации в результате обраб расплаза уменьшается на 15%. характер тёмпературных зависимо плотности не претерпевает каких-либо существенных изменений. В т время заслуживают внимание изменения плотности (Ad) кристаллизуют ся сплава на различных этапах процесса затвердевания (табл. 1).

Таблица 1

Влияние максимальной температуры нагрева жидкого сплава Ре-3,6202,3231 на харатерние точки кривой сКО

Тс-мпература максимального нагрева расплава перед кристаллизацией, '"'С Температура.°С Плотность с), г/см3 | Изменения плотности на стадиях 1 кристаллизации Д<1. г/сиг

1м 1ц 1 ¿Е ¿3 <З.М I ДСЗ^е

1560 1207 1139 1121 1092|б.986 7.022 6.972 6.062|о.036 -0.050 -0.010 -0.014 -0.024

1403 1115 1123 1100|7.069 7.139 7.075 7.052|0.070 -0.064 -0.023 0.006 -0.017

1500 1196 1141 1123 | 110656.923 6.999 6.919 б. 917Ш.076 1 -о.о5о -0.032 0.026 -0.005

На участке ЬЕ во всех случаях изменение плотности кристаллизуюсь гося образца положительно (Д(3Е11»аЕ-йи >0). Увеличение максимальн« температуры нагрева расплава до 1500° С приводит к увеличению Д<3, почти в 2 раза. Этот факт свидетельствует об увеличении доли криста. лизующегося первичного аустенита после температурной обработки ра> плава, что экспериментально подтверждается исследованиями структу образца в твердом состоянии.

При кристаллизации аустенитно-графитной эвтектики в интервале Е изменение плотности отрицательно (Да5£-<15-(1Е <0). С увеличением те пературы нагрева сплава в жидком состоянии Мл; практически не изи няется. Вполне логично предположить, что независимо от температу нагрева расплава обьем кристаллизующейся эвтектики одинаков. Однак принимая во внимание увеличение объемной доли кристаллизующегося ау тенита при повышении температуры расплава, могно утверждать, что до эвтектики уменьшается, но при этом обьем графита в ней увеличиваете Другими словами, уменьшение величины Л<35Г вследствие снижения обще количества эвтектики в образце компенсируется падением плотности счет увеличения количества эвтектического графита. • Таким образе значения Дс3ЗЕ образцов, нагретых в жидком состоянии до различных те ператур, практически одинаковы. •

В итоге "разуплотнение" сплава при кристаллизации аустенитно-гт фитной эвтектики не во всех случаях, может скомпенсировать увеличе! плотности при кристаллизации; первичного аустенита. При увеличе! температуры нагрева расплава результирующее изменение плотно! (Дс15 ь = Д<3Е+ Дс13 Е) в процессе кристаллизации первичного аустенита и : тектики уменьшается и меняет знак (табл. 1).

Изменение плотности в интервале Э-М М„з=£1и -с35 <0 увеличивав' при повышении температуры нагрева расплава до 1500°С.

И. наконец, суммарное изменение плотности кристаллизующегося

1зца всегда отрицательно (Дс1и1-Л(3Е1.+М5Е+Дбиз <0) - кристаллизация >провождается разуплотнением сплава. Увеличение температуры нагрева 1сплава до 15004 (>Цг) приводит к заметному уменьшению величины

1*1..

Анализируя температурные зависимости физико-химических свойств и гзультаты исследования плотности сплава Ге-3.6%С-2, З&И, можно пред-)жить следующий механизм его кристаллизации. Изменение строения жид-)го сплава в процессе нагрева, по-видимому, осуществляется по следу-цей схеме (рис. 1).

1. Интервал температур ^-ц, соответствует области гетерогенно-5 строения расплава. При температуре г,, завершаются процессы раст-эрения твердых частиц графита.

2. Интервал макроскопически гомогенного, но микронеодно-эдного строения жидкого сплава. В расплаве существуют неравновесные дарогруппировки атомов с прочными внутренними связями типа Ме-С. -С, Рех31,Сг.

3. При температуре заканчивается распад микрогруппировок ато-эв. т.е. осуществляется переход расплава в однородное равновесное остояние.

Вследствие необратимого распада неравновесных кластеров в интер-але температур атомы компонентов более равномерно распреде-

лится, по микрообьемам расплава. При охлаждении расплава происходит ерераспределение атомов компонентов с образованием кластеров, отлич-ых от имевших место при нагреве расплава. Атомы углерода обьединяют-я в микрогруппировки со структурой ближнего порядка, подобной струк-уре графита. Вблизи комплексов атомов углерода возникает область икрогруппировок, обогащенных кремнием. Известно, что увеличение со-,ержания растворенного в железе кремния прводит к уменьшении коэффи-лента массопереноса углерода. Происходит блокирование графитоподоб-

ных кластеров и сохранение их до температур кристаллизации (рис. 3, зона 1).

При охлаждении расплава до температур, несколько ниже равновесн температуры ликвидуса, начинается кристаллизация первичного аустен та. Сплав кристаллизуется с большим переохлаждением. Увеличивает степень разветвленности и объем аустенитных дендритов (рис. 3, зона 2). Содержание кремния в кристаллизующемся аустените возрастае а углерода, наоборот, уменьшается. Используя диаграмму состоян тройной системы Ге-С-Б1. можно предположить, что конода, соединяют области аустенита и жидкости, поворачивается относительно точки, х растеризующей состав сплава.

Для начала кристаллизации эвтектики, вследствие пересыщения ра плава углеродом, переохлаждение не требуется, что подтверждается эк периментально. Поскольку пространство, занятое ветвями дендритов пе вичного аустенита. больше, чем при кристаллизации неперегретого ра плава, эвтектические колонии имеют меньшие размеры. Количество уг; рода в эвтектике и степень разветвленности графита увеличиваю! (рис.3,б. зона 3). В структуре сплава при комнатной температуре в к; чения графита находятся практически в том не состоянии, что и пос эвтектического превращения. В результате кристаллизации равновеснс расплава при комнатной температуре наблюдается увеличение объемг доли графита и уменьшение размеров графитных пластин (рис.3.б.зона

В соответствии с предложенной моделью строения расплава, нагрет го выше 11г, можно объяснить увеличение объемной доли феррита, нaбJ даемое при исследовании структуры сплава. Известно, что растворимое кремния в феррите выше, чем в аустените. Поскольку аустенит пересы! кремнием, образование Феррита и графита при эвтектоидном превраще! будет облегчено. Вследствие увеличения степени разветвленности эвт(

Рис. 3. Влияние максимальной температуры нагрева расплава на

процесс структурообразования сплава Ге-С-31: а - 1я-1350°С. б - 1И«1500°С. 1 - К. 2 - К+А. 3- Е+А+Г. 4- А+Г:-графит;©- кластеры типа Ме-С; кластеры типа Гех31у; РехБ1уС.; ф) - графитоподобные кластеры, окруженные сбластьа с повышенным содераанием кремния

тического графита диффузионные пути атомов углерода сокращаются. Т ледние легко перемещаются к включениям графита и наслаиваются на ^

Изучено влияние состояния расплава на структуру и свойства те дого сплава Ге-З, 655С-2.33В1. Показано, что нагрев расплава до тек ратур. превышающих 1к2, приводит к существенным изменениям хара? ристик структуры литого металла: увеличиваются объемные доли крист лов первичного аустенита, графита и феррита; возрастает дисперснс графитных включений. Изменения структуры литых образцов приводят повышению значений их твердости на 6 X. пределов прочности бв и б, 11 и 28Ж соответственно. Т.е. состояние расплава предопределяет 1 цесс Формирования первичной структуры и комплекса свойств литого талла.

Установленные закономерности формирования равновесного соста жидкой фазы и его влияния на процесс структурообразования ыодел! сплавов системы Ее-С-Б1 применимы к более сложным, многокомпонен1 композициям - промышленным серым чугунам. Т.е. нагрев жидких чуг до температур, превышающих приводит к повышению объемных Д| первичного аустенита. графита и феррита, а также степени дисперсн< графитных включений в структуре отливок.

Качество отливок серого чугуна определяется многими технологи кими факторами, в частности, структурой исходных шихтовых материа Литейные (передельные) чугуны близкого химического состава могут щественно различаться количеством, степенью дисперсности и равно ностью распределения графитных включений, соотношением фаз мета ческой основы и, как следствие, значениями механических свойств, выплавке серого чугуна максимальную температуру его нагрева необх мо корректировать в зависимости от типа используемых в шихте лите чугунов различных поставщиков. Оптимизированы температурно-време режимы выплавки чугуна марки СЧ18-36 при использовании в шихте ли

чугунов тульского и алапаевского производств. Оказалось, что макальная температура нагрева в первом случае составляет 1450°С, во ром - 1550°С, что соответственно на 70° ниже и на 30° выше се-ного способа выплавки. Применение опытной технологии привело к су-твенным улучшениям структуры чугуна в литом состоянии и, тем са-, позволило повысить качество отливок при значительной экономии ктроэнергии.

Исследовано влияние количества стальных отходов в шихте и макси-ьной температуры нагрева расплава на структуру и свойства чугуна 8-36. Установлено, что воздействие этих факторов на структуру от-ок аналогично. Увеличение максимальной температуры нагрева жидкого уна, при плавке шихты с 5% стальных отходов, от 1470 до 1510°С собствует повышения значений би отливок соответственно с 350 до

МПа. Предел прочности чугуна, выплавленного при 1470°С из шихты с ; стальных отходов, составляет 440 МПа. Т.е. изменение температур-о режима плавки серого чугуна позволило устранить различия в ■уктуре и свойствах отливок, обусловленные наследственным влиянием :одных шихтовых материалов.

С целью совершенствования технологии выплавки серого чугуна, ис-ъзуемого для производства изложниц, поддонов и других деталей ме-шургического оборудования, проведены исследования поверхностного •яжения и кинематической вязкости его расплава. Исследованы пробы 12 плавок. .На основании результатов изучения свойств расплава и >уктуры образцов, выплавленных в лабораторных условиях, предложен [пературно-временной режим плавки чугуна. В качестве оптимального ¡ран опытный режим выплаЕки чугуна, предусматривающий максимальную тературу нагрева выше tK2 и замедленное охлаждение расплава вблизи тературы ликвидус. Последнее позволило сохранить все преимущества юкотемпературного нагрева жидкого чугуна и не повлиять на дисперс-

ность пластинок графита. В результате выплавки чугуна по опытной те> нологии в структуре изложниц наблюдались следующие изменения: знач» тельно возрастала доля феррита с 2.5 до 40%. с 2420 до 2550 МПа ув« личивалась микротвердость перлита. Опытная технология позволила увг личить окалиностойкость, уменьшить склонность чугуна к рослости, т.í затруднить образование сетки разгара, а в целом повысить стойкос: изложниц на 10%.

Четвертая глава посвящена изучению взаимосвязи структуры свойств сплава АЛ32 в жидком.и твердом состояниях.

Алюминиевые сплавы на основе системы Al-Si, обладая относителы высокими механическими, коррозионными и эксплуатационными свойствам] широко применяются в современном автомобилестроении. Фазовые равнов< сия в системе алюминий-кремний так же. как и железо-углерод, характ ризуются эвтектической диаграммой состояния. Кристаллохимическая пр: рода компонентов, морфология эвтектических структур и микрокарти: затвердевания в данных системах подобны. Достижение заранее заданно уровня свойств отливок из многокомпонентных сплавов, в частност сложнолегированных силуминов, затвердевающих в широком диапазоне те пературных и концентрационных градиентов на фронте многофазной кри таллизации, возможно лишь при учете достоверной информации о механи не и кинетике структурообразования. Последние определяются не толь составом сплава, но и с значительной мере структурой жидкой фазы.

Алюминиевый литейный сплав AJI32 (Г0СТ1583-89) используется i производства литьем под давлением блока цилиндров двигателя М-412.

Результаты исследования свойств сплава в жидком состоянии свш тельствуют о его микронеоднородном строении. Определены температур! интервалы структурных превращений в расплаве, протекающие при нагрг вблизи 800, 880, 1010 и 1150°С; при охлаждении - вблизи 700°С.

Для отработки температурно-времекного режима выплавки сплава п;

ы лабораторные плавки по режимам, вытекающим из анализа политерм еских свойстз расплава. Установлено следующее. Структура иссле-ных образцов состоит из дендритов а-твердого раствора на основе :ния и сложной многокомпонентной эвтектики (кремний, СиГеА1. |Си)331гА115, Г^еБ!. Ге31А15). Повышение температуры нагрева сплава в жидком состоянии способствует формированию: более дис-юй дендритной структуры; исчезновению обширных областей эвтекти-более равномерному ее распределению по сечению образца; возрас-э степени дифференцировки кремния в эвтектических колониях. 1а основании результатов изучения физических свойств расплава и илографического анализа лабораторных образцов проведены плавки в лилейных условиях. Пробы отбирались из плавильной печи от различ-гемператур (табл. 2).

Таблица 2

Типы реакций и температурные интервалы превращений при кристаллизации сплава Ал32

°с Интервалы структурных превращений, зафиксированных ДТА.°С

1 2 3 4 5

618-582 582-580 580-563 563-552 . 552-547

1 619-584 584-580' 580-564 564-553 553-547

1 622-588 588-582 582-570 570-557 557-547

а- а'+ а1 ж1- аг+ * + ГеМпСи3512А113 н2- 31+а3+ж3+ ГеКпСи331гА15 ж3 -а4 +31+ж4+ +Ге31А15 Реакции с образованием СиА1г,

ж4+Ге31А15-+ + а5 +HgFeAlSl

Количественный металлографический анализ показал, что с увел нием температуры нагрева расплава объемная доля эвтектики А1+Б1 и няется по экстремальному закону, достигая максимальных значений 1Н = 875°С. Заметно увеличивается степень дифференцировки эвтект Повышается объемная доля игольчатой фазы Ге31А15. Выделения фазы кой морфологии способствуют охрупчиванию алюминиевых сплавов, заметить, что нагрев расплава до 1020°С вызывает уменьшение колич ва и размеров игольчатой фазы Ге31А15.

Результаты испытаний показали, что относительное удлинение практически не зависит от температуры нагрева расплава. На зависи ти бв (1к) наблюдается провал при 1„= 875° С.: По лученная информация рошо коррелируют с результатами металлографического анализа, "провал" прочности на. зависимости б„ (1н) образцов, нагретых в жи состоянии до 875°с. связан с образованием большего количества иг чатой фазы Ге31А15.

Таким образом, при соблюдении одинаковых теплофизических уел затвердевания температура нагрева расплава оказывает влияние на цессы кристаллизации: изменяются объемные доли, морфология и раз интерметаллидных фаз, количество и дифференцировка кремниевой эе тики. Изменения структуры отражаются на значениях предела прочи отливок.

Предложен порядок фазовых, превращений при охлаждении расг Ал32 со строго контролируемой скоростью охлаждения 20°С/мин от те ратуры 662°С (табл. 2). Механизм кристаллизации предлагается на с вании результатов металлографических исследований, дифференциаль термического анализа (рис. 4) сплава и анализа литературных да? Установлено, что увеличение температуры нагрева расплава в про! выплавки приводит к сужению интервала кристаллизации сплава. Шш лы промежуточных превращений смещаются в область высоких темпера!

Рис. 4. Результаты ДТА сплава АЛ32

В качестве основных результатов работы выделим следующие: 1. Установлено существование критических температур ад1 и [к2) оде сплавов системы Ге-С-Б!. нагрев до которых приводит к измене-формы существования углерода в жидкой фазе и обеспечивает ее пе-зд в равновесное состояние. Предложен механизм кристаллизации раз-5сного расплава. Показано, что изменение процесса структурообразо-{.я сплава сопровождается увеличением объемных долей графита и фер-

1. степени дисперсности графитных включений и микротЕердости лер-1 в структуре литого металла. Прочностные характеристики (твер-гь и предел прочности на изгиб) повышаются.

2. Показано, что установленные закономерности Формирования равного состояния жидкой фазы и его влияния, на процесс кристаллизации зльных сплавов системы Ге-С-31 применимы к более сложным, много-тонентным композициям - промышленным серым чугунам. Сформулированы

основные принципы совершенствования технологии производства, н ленные на повышение качества чугунного литья.

3. Внедрение опытной технологии в серийное производство на ке-Салдинском чугунолитейном заводе позволило устранить наслед ное влияние шихтовых материалов, существенно улучшить структуру на в литом состоянии и. тем самым, повысить качество отливо значительной экономии электроэнергии. Экономический эффект от в кия результатов работы за четыре месяца 1989 г. составил 15840

4. Оптимизация температурно-временных параметров выплавки п таллпзации серого чугуна, используемого для производства излох Златоустовском машиностроительном заводе, позволила избежать V чения графитных пластинок, а следовательно, повысить их тер!, кость. Внедрение опытной технологии позволило увеличить твер окалиностойкость, уменьшить склонность чугуна к росту, т.е. : нить образование сетки разгара, а в целом повысить стойкость и; на 10%.

5. Фазовые равновесия в системе алюминий-кремний так же, железо-углерод, характеризуются эвтектической диаграммой состой связи с этим основные принципы управления процессами структура вания сеоых чугунов, путем воздействия на жидкую фазу, спра! для производства отливок из сложнолегированных силуминов. Уста! основные особенности влияния состояния расплава на структуру и нические свойства промышленного алюминиевого сплава АЛ32. Пр механизм многостадийной кристаллизации сплава. Практические р дации по технологии выплавки сплава АЛ32 использованы на Уфимс воде автомобильных моторов.

6. Использованный подход при решении задач повышения качес рых чугуноз и сложнолегированных силуминов опробован на пор сплаве ДЗО-МП, характеризующемся принципиально отличным (пер

ским) типом превращений. Технология подготовки расплава перед дис-ргированием внедрена в НПО "Тулачермег". Порошки, полученные по итной технологии, характеризуются пониженным в 1,5-1.8 раза содер-1нием кислорода, возросшей дисперсностью, твердостью и коррозионной •ойкостью. Изменения структуры и свойств порошков приводят к увели-;нию на 30-40% коэффициента рассеяния механической энергии спеченно-> материала. Новизна технологического решения подготовки железо-мед-)го расплава к диспергированию подтверждена авторским свидетельством 1 изобретение N 1487292. Ежегодный экономический эффект от внедрения ¡ставил 69.216 тыс. рублей в ценах 1987 г.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. Совершенствование текпературно-временных параметров выплавки грого чугуна с целью повышения стойкости изложниц / Е.Е.Третьякова. .В.Тягунов, О.П.Хакимов и др.// Изв. вузов. Черная металлургия. Э89. N 2. С. 116-121.

2. Влияние способа выплавки на структуру литого сплава Fe-303£Cu/ .П. Хакимов. Т.К. Костина. С.А. Плеханов и др.//Изв. вузов.' Черная еталлургия. 1990. N 2. С. 58-60.

3. Влияние исходной структуры чугунов на поверхностное натяжение х расплавов / Третьякова Е.Е., Ровбо М.В.. Хакимов 0.П., - Чур-ин В.С.// Литейное производство. 1991. N4. С. 11-12. ..

4. Регулирование структуры отливок из чугуна за счет совершенст-ования температурного режима его выплавки/ Чуркин B.C., Хакимов О.П.,

иколаева Т.П. и др.// Труды Второй Всесоюзной школы-семинара."Взаи-¡освязь жидкого и твердого металлических состояний". Сочи. 1991. :. 1ь6-169.

5. Влияние состава шихтовых материалов на структуру и свойства :ерого чугуна с пластинчатой формой графита / Хакимов О.П., Чурсин B.C., Новиков В.Ф. и др.// Процессы литья. 1993. N 2. С. 105-111.

6. Улучшение структуры и свойств литых легированных A1-S1 сила! путем воздействия на их расплавы / Жутаев Л.И., Хакимов О.П., Тя] нов Г.В. и др.// Тезисы докл. I Украинской конференции "Структур; физические свойства неупорядоченных систем". Львов. 1993. С. 86.

7. Влияние состояния расплава на формирование структуры и свой! серого чугуна/Хакимов О,П., Тягунов Г.В.. Чуркич B.C., Новиков В.Ф, Литейное производство. 1994. N 1. С. 10-11.

8. A.C. 1487292, МКИ С 22 С 38/06. Способ получения порошков : лезомедкых сплавов / Плеханов С.А., Тягунов Г.В., Хакимов О.П. и . N 4289001; Заявл. 22.07.87; Опубл. 15.02.89, Бюл. ИЗ.

Подписано в печать 8.06.94 Сорт? 60x84 I/I6

Бумага Плоскад печать ' Усд.п.л. 1,39

Уч.-псд.л. 1,09 Тира." 100 Заказ 411 Бесплатно

Редакцаонко-издатольски!: отдел УГТУ-УПл 62CG02, Екатеринбург, УП7-УШ, &-" учебна" иорлус Роталрип? УГГУ-УИ1. 62СС02, Екатеринбург, УГТУ-УПЛ, 8-;i уч.::орпус