автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Влияние высокотемпературной обработки расплава на структуру и свойства высокоуглеродистых сплавов железа

На правах рукописи

САВИНА Лидия Геннадьевна

ВЛИЯНИЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ОБРАБОТКИ РАСПЛАВА

НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ВЫСОКОУГЛЕРОДИСТЫХ СПЛАВОВ

ЖЕЛЕЗА

Специальность 05.16.01-Металловедение и термическая обработка металлов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Екатеринбург - 2003

м

Работа выполнена в институте физики металлических жидкостей и на кафедре металловедения Уральского государственного технического университета -УПИ

Научный руководитель:

Научный консультант

доктор технических наук, Профессор ФИЛИППОВ М.А. кандидат технических наук, старший научный сотрудник БАРЫШЕВ Е.Е.

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор СОРОКИН В.Г. кандидат физико-математических наук, доцент РУСАКОВ Г.М.

Ведущее предприятие:

Уральский институт металлов

Защита диссертации состоится 9 июня 2003 г. в 15 ч 00 мин, в ауд. Мт-324 на заседании Диссертационного совета Д 212.285.04 по присуждению степени кандидата технических наук в Уральском государственном техническом университете - УПИ.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке УГТУ-УПИ.

Ваш отзыв в одном экземпляре, заверенный гербовой печатью, просим направлять по адресу: 620002, Екатеринбург, К-2, ул. Мира, 19, УГТУ-УПИ, ученому секретарю университета.

Телефон (3432) 75-45-74, факс (3432) 74-53-35.

Автореферат разослан 8 мая 2003 г.

Ученый секретарь Диссертационного совета Д 212.285.04

профессор, доктор технических наук Д, [¿йиШилов В. А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

з

Актуальность темы. Благодаря хорошим эксплуатационным и технологическим свойствам и низкой стоимости чугуны являются одним из важнейших материалов в различных областях народного хозяйства.

Для улучшения структуры и свойств отливок из чугуна большое внимание уделяется поиску оптимальных условий кристаллизации, совершенствованию режимов термической обработки литого металла.

Менее изученным этапом технологического процесса производства сплавов является приготовление исходного расплава. Современные исследования свидетельствуют о том, что металлические расплавы, в том числе и железоуглеродистые сплавы, являются сложными динамическими системами и под влиянием различных внешних воздействий могут находиться в различных структурных состояниях. Применительно к сталям и чугунам обнаружено влияние структурного состояния исходных расплавов на структуру и свойства полученных материалов. Кроме того, установлена наследственная связь структуры и состава шихтовых материалов со свойствами расплавов и структурами, формирующихся из них слитков и отливок. Чем выше степень равновесности расплава и равномерности распределения в нем атомов легирующих компонентов, тем слабее наследственное влияние шихтовых материалов и стабильнее качество отливок.

Наиболее доступным и достаточно эффективным методом формирования равновесной структуры расплава является тепловое воздействие. Режим выплавки, основанный на изучении закономерностей изменения физических свойств жидких сплавов при нагреве и последующем охлаждении, взаимосвязи жидкого и твердого состояний, а также обеспечивающий формирование однородной (равновесной) структуры расплава и, соответственно, стабильность

рос. национальная

улучшенных характеристик твердого металла от плавки к плавке, носит название высокотемпературной обработки расплава - ВТОР.

Однако влияние ВТОР на процессы кристаллизации и формирования структуры железоуглеродистых сплавов изучено недостаточно, а сведения о совместном влиянии ВТОР и различных скоростей охлаждения вообще отсутствуют.

Цель работы. Установить взаимосвязь высокотемпературной обработки расплава со структурой и свойствами серых и белых износостойких чугунов. Для достижения указанной цели в работе необходимо решить следующие задачи:

1. Изучение взаимосвязи жидкого и твердого состояний модельных железоуглеродистых сплавов и серого чугуна: измерение физических свойств расплавов и анализ воздействия температуры нагрева расплава и различных скоростей охлаждения на механизм кристаллизации и литую структуру железоуглеродистых сплавов;

2. Развитие существующих представлений о строении расплавов и процесса кристаллизации железоуглеродистых сплавов;

3. Определение параметров ВТОР промышленных серых и белых износостойких чугунов для повышения качества и служебных свойств отливок.

Научная новизна.

1. Впервые систематически рассмотрено влияние состояния расплава на процессы кристаллизации, структуру и свойства модельных железоуглеродистых сплавов и чугунов опытных плавок, охлажденных с различной скоростью.

2. Исследования структуры ближнего порядка модельного Ре-С-сплава рентгеноструктурным методом и с помощью ДТА-анализа показали, что формирование микрооднородного расплава приводит к возраста-

шло его переохлаждения и уменьшению критического размера зародыша на 20%. Существующие в жидком металле микрогруппировки могут являться зародышами кристаллизации.

3. На основе представлений квазихимического микронеоднородного строения жидких расплавов предложены уточненная модель строения жидкого чугуна и особенности механизма кристаллизации железоуглеродистых сплавов, учитывающие влияние подготовки расплава и скорости его охлаждения.

4. Определены параметры перспективных технологических режимов выплавки чугунов, позволяющие формировать гомогенное микрооднородное состояние расплава к моменту его выпуска из печи или диспергирования, что позволяет достичь более высокого уровня механических свойств и износостойкости металла в монолитном и порошковом виде.

Практическая ценность.

1. Результаты по комплексному влиянию высокотемпературной обработки расплава и различных скоростей охлаждения на структуру и свойства железоуглеродистых сплавов могут быть использованы для совершенствования технологии производства отливок повышенной прочности и износостойкости.

2. Разработанные температурно-временные параметры плавки чугуна СЧ18 перед диспергированием могут быть рекомендованы для внедрения в промышленное производство, что позволит увеличить выход годного и качество (дисперсность и структуру частиц) порошков.

3. Экспериментально установленные закономерности формирования структуры железоуглеродистых сплавов под влиянием таких внешних факторов, как температурно-временная обработка расплава, значи-

тельно расширяют физические и технические возможности эффективного воздействия на материалы в жидком и твердом состояниях.

На защиту выносятся:

1. Результаты экспериментального исследования структуры и свойств изучаемых сплавов в жидком и твердом состояниях.

2. Данные по исследованию фазовых превращений при кристаллизации железоуглеродистых сплавов в зависимости от состояния расплава и скоростей > охлаждения.

3. Представления о механизме влияния структурного состояния расплава на ^ процессы кристаллизации железоуглеродистых сплавов.

4. Практические рекомендации по совершенствованию технологии производства чугунных отливок повышенной прочности и износостойкости, а также разработанные температурно-временные параметры выплавки чугуна СЧ18 перед диспергированием, позволяющие увеличить выход мелкой фракции, пригодной для напыления покрытий.

Апробация работы. Материалы диссертационной работы докладывались на международных конференциях "Эвтектика IV" (Украина, Днепропетровск, 1997) и "Heat Treating Society"(ClUA, Индиана, 1997); XVI Уральской Школе металловедов-термистов «Проблемы физического металловедения перепек- '

тивных материалов» (Уфа, 2002); I - IV Уральских школах-семинарах металловедов - молодых ученых (Екатеринбург, 1999 - 2002 гг.); 1X, X Всероссийских конференциях "Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов (Екатеринбург, 1998, 2001)

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 9 печатных работ, отражающих основное содержание.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы. Объем работы - 127 страниц, рисунков - 39, таблиц - 14, список литературы содержит - 110 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении формулируется актуальность темы диссертационной работы, ее цель, обоснованы основные положения, выносимые на защиту, и изложены основные вопросы, рассматриваемые в диссертации.

Первая глава посвящена оценке состояния вопроса. Рассмотрены особенности фазовых превращений железоуглеродистых и железо-углерод-кремниевых сплавов, а также связь фазовых превращений с износостойкостью белых хромистых чугунов. Оценено современное состояние производства отливок из чугуна. Показано, что на практике можно часто наблюдать, при изменении шихты и переходе от чугуна одной доменной печи на чугун другого происхождения структура и свойства получаемых отливок меняются даже при казалось бы неизменном химическом составе металла. Одним из способов управления структурой является высокотемпературная обработка расплава (ВТОР). Режим ВТОР основан на детальном анализе температурных зависимостей структурно-чувствительных свойств расплавленного металла и выявлении характерных критических температур.

Высокотемпературная обработка расплава приводит к повышению степени дисперсности дендритной структуры, изменению морфологии и размеров карбидов и других фазовых составляющих литого металла, уменьшению его химической и физической неоднородности, устранению нежелательной наследственности, сокращению размеров и количества усадочных дефектов. Это сопровождается повышением пластичности, жаропрочности, коррозионной

стойкости и других характеристик качества сплавов. Возрастает выход годной металлопродукции.

Во второй главе рассмотрены использованные методики и проведены оценки их погрешностей.

В жидком состоянии изучена кинематическая вязкость расплавов (Av/v=l,5%).

Фазовые превращения изучены с помощью дифференциального термического анализа на установке ВДТА-8МЗ. Для экспериментов из образцов изучаемых сплавов готовили цилиндры диаметром 6 мм, высотой - 7 мм и массой 2 г. В качестве образца сравнения использовался вольфрам.

Метод рентгеноструктурного анализа использован для количественного определения исходного фазового состава образцов и его изменений на рабочей поверхности после абразивного изнашивания. Рентгеновское исследование проводилось на аппарате ДРОН-3 в Со-К« - излучении. Количественный анализ сплавов был проведен безэталонным методом по отношению интегральных интенсивностей линий (III) аустенита и (II0 + 0II)a- мартенсита, точность определения фазового состава +5%.

В качестве основного метода изучения структуры объектов исследования выбрана качественная и количественная металлография. Объемное содержание фаз, средний размер частиц изучали на компьютерном анализаторе изображений «SIAMS 500», размер дендритных ячеек - на оптическом микроскопе МИМ-10. Микротвердость определяли на приборе ПМТ-З.

Сравнительные испытания на износостойкость по закрепленному абразиву осуществлялись на лабораторной установке, смонтированной на базе строгального станка. Образцы с площадью рабочей части 10x10 мм совершали возвратно-поступательное движение по шлифовальной бумаге 14А32МН481 на корундовой основе. Длина одного рабочего хода образцов составляла 0,13 м,

путь трения образца за одно испытание при скорости движения 0,158 м/сек составлял 78м.

В третьей главе проанализированы результаты изучения температурных зависимостей кинематической вязкости расплавов (V) модельных Ре-3,5%С- и Ре-3,23%С-0,73%81 -сплавов и серого чугуна СЧЗО.

Повышение температуры нагрева расплавов приводит к монотонному снижению значений вязкости. При невысоких перегревах ~ 1400°С значения вязкости при нагреве и охлаждении совпадают. В процессе повышения температуры на политермах V наблюдается перегиб (аномалия) - отклонение от классической экспоненциальной зависимости (рис.1), свидетельствующий о наличии структурных изменений в жидком сплаве. После дальнейшего нагрева расплавов обнаружен гистерезис (несовпадение политерм нагрева и охлаждения), т.е. при нагреве выше определенной температу-

"Д"7, . . . ,

ры, называемой 1фитической структурные изменения, происходящие в расплаве, необратимы.

Таким образом, в зависимости от температуры нагрева расплав перед кристаллизацией может находиться в различных структурных состояниях.

Для Ре-С-сплава температура аномалии составим 1550

Рис.1. Температурная завися- Ляет ^ШО^, ^ «1540°С; для Ре-С-Зьсплава -мость кинематической вязкости РоС-я-сплава и«1550оС, ^1580°С; для СЧЗО - и*1450оС, ^»1500^.

• - нагрев, о - охлаждение

Процессы, протекающие при кристаллизации модельных сплавов, исследованы методом дифференциального термического анализа. Для изучения влияния высокотемпературной обработки расплава и различных скоростей охлаждения на фазовые превращения при кристаллизации и структуру твердого металла проведены две серии ДТА-экспериментов:

1. Нагрев жидкого металла до температуры 11=1400°С (ниже критической), выдержка 10 минут, охлаждение до 500°С со скоростями 5,10, 20, 40 и 80°/мин, дальнейшее охлаждение со скоростью ~100°/мин.

2. Нагрев расплава до температуры 12=1600°С (выше критической), выдержка 10 минут, охлаждение до температуры выдержка 10 минут. Скорость охлаждения в интервале ^...500°С составляла 5,10, 20, 40 и 80°/мин, дальнейшее охлаждение со скоростью ~100°/мин.

ДТА-кривые для двойного модельного сплава и серого чугуна СЧ30 имеют характерный вид, приведенный на рис.2а. При охлаждении расплава наблюдается изменение хода кривой ДТА, свидетельствующее о начале протекания процесса кристаллизации; при дальнейшем охлаждении на кривой четко

фиксируется пик, связанный с выделением эвтектики.

Для модельного Ре-С-Бь сплава получены ДТА-кривые двух видов: 1. Кривая, показанная на рисунке 2а (имеющая характерный вид) получена для всех образцов кроме образца, нагретого до температуры и охлажденного со скоростью 80°/мин;

2. Кривая, показанная на рис.2б получена при исследовании образца, нагретого до температуры и охлажденного со скоростью 80°/мин.

Для данного образца ДТА-кривая имеет несколько иной ход: при охлаждении расплава наблюдается изменение хода кривой, свидетельствующее о начале протекания процесса кристаллизации; при дальнейшем охлаждении на кривой фиксируется раздвоенный пик, свидетельствующий о выделении как высокотемпературной графитной эвтектики, так и низкотемпературной карбидной эвтектики - ледебурита.

Рис.2. Кривые ДТА- анализа: а - Характерная ДТА-кривая; 6 - ДТА-кривая Ре-С-51-сплава (и = 1600°С; У^вС/мин)

По ДТА-кривым определили температуры ликвидус ^ и солидус Увеличение скорости охлаждения влечет за собой понижение температур ^ и Подготовка расплава также ведет к понижению данных температур, переохлаждение увеличивается.

Металлографические исследования модельных сплавов системы Бе-С^ показали, что они имеют типичную структуру серого чугуна. Графит выделяется в виде междендритных колоний (ПГр4). При повышении скорости охлаждения тройного модельного сплава объемная доля графитной эвтектики (Э, %), феррита (Ф, %), а также расстояние между вторичными осями дендритов ((1п) уменьшаются, микротвердость феррито-карбидной смеси (НУ) увеличивается до скорости охлаждения 20°С/мин, а затем выходит на насыщение (рис.3).

Высокотемпературная обработка расплава влияет на уменьшение объемных долей эвтектики и феррита и не оказывает

У^С/им

Рис.3. Влияние условий выплавки и скорости охлаждения на параметры микроструктуры Ре-С-Бьсплава: • - температура нагрева 1400°С;

о - температура нагрева 1600°С влияния на расстояние между вторичными осями дендритов и микротвердость

ферриго-карбидной смеси.

Металл, нагретый в процессе выплавки до 12 и охлажденный со скоростью 80°С/мин имеет структуру, отличную от всех остальных образцов: помимо колоний графитной эвтектики наблюдается ледебурит.

Исследования структуры серого чугуна СЧЗО (рис.4) показали, что в междендритном пространстве выделяется графит пластинчатой морфологии. При увеличении скорости охлаждения объемная доля графитной эвтектики, расстояние между вторичными осями дендритов и длина пластин графита (/)

уменьшаются, а микротвердость (НУ) возрастает при скорости охлаждения от 5 до 10°/мин, а затем выходит на насыщение (рис.5).

151

а

Рис.4 Микроструктура серого чугуна СЧЗО

a-1 = 1400°С, V„x, = 5°/мин, б-1 = 1600°С, V«., = 57мин, х 400 в-1 = 1400°С, V„„ = 80"/мин, х I ООО ЭоЬ%[-,-,-,-,-, При травлении образцов обнаружено,

что при охлаждении расплава со скоростью Vov,>407mhh в структуре наблюдается мартенсит (рис.4).

Применение высокотемпературной обработки расплава повлияло на увеличение дисперсности пластин графита. При охлаждении расплава со скоростью Vovi>407mhh в

10 40 60 «о

Ч„,°С/»«. структуре так же, как и в образцах, нагретых Рис 5. Влияние условий выплавки и

скорости охлаждения на характера ДО 1400 С, присутствует мартенсит, стики микроструктуры чугуна СЧЗО _

.- температура наФева hoot. Основываясь на результатах исследова-

о - температура нагрева 1600°С

к у нии температурных зависимостей кинематиче-

ской вязкости расплавов, ДТА-анализе и квазихимическом варианте модели микронеоднородного строения металлических расплавов, можно предположить, что изменение строения жидкого доэвтектического чугуна в процессе нагрева представляет собой многоэтапный процесс:

Вблизи температуры ликвидус - область неоднородного гетерогенного строения расплава. После расплавления жидкий металл состоит из: твердых частиц графита и микрообластей, наследующих строение существовавших в

исходном твердом металле фаз: аустенитоподобных микрогруппировок (кластеров), составляющих основу жидкого чугуна; микрогруппировок типа Ре^й, располагающихся вокруг твердых частиц графита и препятствущих их растворению; микрогруппировок типа РечС; а также областей разупорядоче-ния. При увеличении температуры нагрева размеры кластеров уменьшаются, а твердые частицы графита начинают растворяться.

Процессы уменьшения размеров неравновесных микрогруппировок атомов, наследующих строение твердого металла, при повышении температуры ускоряются, но микрогруппировки полностью не исчезают, а объем зоны разу-порядочения увеличивается.

Рассчитали размер существовавших при данной температуре аустенитоподобных микрогруппировок гс в модельном Ре-3,5%С - расплаве (табл.1).

Таблица 1

Размеры кластеров в жидком сплаве Бе-С при различных температурах

Нагрев, °С Охлаждение, °С

1345 1535 1630 1535 1320 1220

Гс, 10"9 м 5,91 5,47 4,02 4,28 4,89 5,67

Получена математическая зависимость изменения размера микрогруппировок при нагреве.

Гд|=31,6 е-0,00'2', 10"9м. (1)

Область выше соответствует однородному равновесному состоянию расплава. Микрообласти, наследующие строение твердого металла, полностью диссоциируют. Жидкий чугун представляет собой истинный раствор входящих в его состав элементов. Вследствие необратимого распада неравновесных кластеров (микрогруппировок) атомы компонентов более равномерно распределились по микрообъемам металлической жидкости.

Кристаллизация чугуна Металл, нагретый ниже представляет собой гомогенный микронеоднородный расплав. Отмеченное при нагреве уменьшение размеров микрогруппировок, наследующих строение существовавших в твердом металле фаз, обратимо. При последующем охлаждении такого расплава до температур, близких к температуре ликвидус, размеры кластеров увеличиваются, однако существующий вокруг группировок атомов углерода слой, обогащенный кремнием, блокирует их рост.

В модельном Ре-3,5%С - сплаве размер аустенитоподобных мшфогруп-пировок при понижении температуры растет в соответствии с кривой, рассчитанной по формуле 1 (рис.6).

При охлаждении расплава до температур, несколько ниже равновесной температуры ликвидус, аустенитоподобные кластеры вырастают до размера, который становится соизмерим с критическим размером зародыша.

Для сравнения размеров аустенито-

Рис 6. Изменение критического размера ____¡г___ „______ ________.

,,, подобных кластеров в модельном ге-

зародышеи кристаллизации (1) и размера Г

г-иС«

3,5%С -расплаве и зародышей кристалли-

кластеров (2, 3) от температуры

зации по формуле 2 рассчитали критический размер зародыша аустенита Як

при разных температурах:

Як-2а- ТР/(Ь • Ы), (2)

где а - межфазное натяжение; Тр - температура плавления; Ь - скрытая теплота кристаллизации; АТ - переохлаждение расплава.

Одновременно с на график нанесли температурные зависимости размера микрогруппировок. Оказалось, что при некотором переохлаждении рас-

плава 35°) размеры аустенитоподобных микрогруппировок соизмеримы с критическими размерами зародыша кристаллизации и равны ~ 6,7 нм.

При достижении температуры эвтектического превращения в равновесии находятся аустенит и оставшаяся жидкость, обогащенная по углероду. В расплаве присутствуют микрочастицы графита, которые могут являться центрами зарождения.

Охлаждение расплава, подвергнутого перегреву, сопровождается перераспределением атомов компонентов с образованием кластеров, отличных от имевшихся в неперегретом металле. Таким образом, в жидком чугуне образуются равновесные кластеры, структура которых не наследуется от твердого металла, а определяется только характером химического взаимодействия. В расплавленном металле, предварительно нагретом выше температуры равновесных кластеров оказывается больше и они имеют меньшие размеры. Образуются они в большом количестве локальных объемов, поскольку атомы не успевают (при той же скорости охлаждения) проделать большие диффузионные пути и, соответственно объединяться в большие комплексы.

В модельном Ре-3,5%С-сплаве размер аустенитоподобных кластеров изменяется по формуле:

Гс2=14,5 е 0,00081,10'9м. (3)

Размер кластера, который соответствует критическому размеру зародыша кристаллизации, равен 5,3 нм, т.е. меньше, чем размер подобных кластеров в неперегретом расплаве (рис.б). Кристаллизация начинается при меньшей температуре, переохлаждение в этом случае должно возрастать на 10-15°.

При температуре, близкой к температуре эвтектического превращения, равновесные микрогруппировки графита имеют также меньшие размеры, чем группировки графита в неперегретом расплаве. Эвтектическое превращение должно происходить тоже при меньшей температуре.

Для проверки полученных расчетов используем экспериментальные данные ДТА-анализа железоуглеродистого сплава, содержащего 3,5 мас.%С (табл.2). По диаграмме состояния равновесная температура ликвидус этого сплава ~ 1280°С. По экспериментальным данным построены зависимости ^ -А^охя). Полученные зависимости имеют вид:

Нагрев до 1400°С - Ъ = 1249-0,417- Уохл ,°С (4)

Нагрев до 1600°С - Ь ■= 1237-0,301 • Уохл ,°С (5)

Экстраполируя полученные зависимости на Уот = 0°С/мин, определили температуры равновесного ликвидуса для жидкого металла, предварительно нагретого выше и ниже критической температуры. Оказалось, во-первых, что разность в значениях температур составляет 12°. Во-вторых, определенные значения температуры ликвидус хорошо совпадают со значениями температур, определенных по рис.6.

Таблица 2

Влияние скорости охлаждения на температуры ликвидус в модельном

железоуглеродистом сплаве

Температура нагрева расплава

1400°С 1600°С

Скорость охлаждения У0хл,°С/мИН 10 20 80 10 20 80

Температура ликвидус tL, °С 1246 1236 1217 1233 1225 1210

Четвертая глава посвящена изучению взаимосвязи условий выплавки со структурой и свойствами серого чугуна СЧ30 и белого износостойкого чугуна 270Х16МЗ.

На основании анализа результатов исследований образцов опытных плавок на заводе ПО "Уралтрансмаш" проведены промышленные плавки. Температуры максимального нагрева выбраны следующие: 11==1420°С, 12=1520°С, 1з=1560°С. Время выдержки -10 минут, температура при выпуске и начале раз-

ливки около 1420°С. Разливка производилась в песчаную форму, 0 заготовки -60 мм.

На полученных образцах проведен металлографический анализ (табл. 3). Установлено, что с повышением температуры нагрева жидкого чугуна в структуре отливок наблюдаются следующие изменения: объемная доля графита уменьшается, повышается дисперсность графитовых включений, количество феррита увеличивается. Изменения структуры отливок приводит к повышению микротвердости феррито-карбидной смеси, увеличению предела прочности на разрыв, твердость образцов практически не изменяется.

Таблица 3

Влияние температуры максимального нагрева

на параметры микроструктуры и свойства образцов промышленных плавок

Температура нагрева, °С 1420 1520 1560

Объемная доля графита, % 16,7+0,9 14,0 13,0

Объемная доля феррита, % 6,3±1,2 9,8 12,9

Средний размер графита, 10"5 м 4,7+0,1 4,1 4,0

Микротвердость феррито-карбидной смеси, МПа 3095+60 3359 3300

Предел прочности на разрыв, МПа 270 280 320

НВ, МПа 2230 2290 2290

Таким образом, термовременная обработка расплава, предусматривающая нагрев жидкого металла до температур, превышающих интервалы интенсивных изменений состояния расплава и выдержку при этих температурах, является эффективным методом воздействия на структуру отливки, а, следовательно, на технологические и прочностные характеристики металла - предел прочности на изгиб, предел прочности на разрыв и до.

Влияние ВТОР было изучено на белом износостойком чугуне 270X16МЗ. На основании результатов измерения кинематической вязкости

проведено 2 режима: 1. Нагрев до температуры 1450°С и охлаждение со скоростью 10°С/мин; 2. Нагрев до температуры 1570°С (выше температуры 1К) охлаждение с такой же скоростью.

Таблица 4

Влияние условий выплавки на структуру и свойства чугуна 270X16МЗ в

литом и закаленном состоянии

Температура нагрева 1450°С Температура нагрева 1570°С

литое состояние

Объемная доля металлической основы, % 66,8 65,5+4,1

Ширина ячеек основы, 10"5 м 1,8 1,5+0,1

Твердость Ш.С 61 60

Износостойкость 8 3,6 4,3

Микротвердость рабочей поверхности Н50, МПа 9800 10200

Фазовый состав у/а до износа 10/90 10/90

Фазовый состав у/а после износа 0/100 0/100

закалка от 1151Т, масло

Твердость НЛС 44 43

Износостойкость Е 4,7 5,6

Микротвердость рабочей поверхности Н50, МПа 10150 10700

Фазовый состав у/а до износа 90/10 90/10

Фазовый состав у/а после износа 50/50 60/40

Микроструктура образцов состоит из металлической основы ячеистой морфологии на месте бывших дендритов аустенита, окаймлённой эвтектикой, состоящей из карбидов (Ее,Сг)тСэ и продуктов превращения аустенита. Общее количество карбидной фазы составляет по данным металлографического анализа около 30%. Внутри металлической матрицы имеются многочисленные выделения вторичных карбидов. По данным рентгеноструктурного анализа, фазовый состав металлической основы чугуна представляет мартенсит и 10 % остаточного аустенита, выявлен один тип карбидов - (Ре,Сг)7Сз

Микроструктура после ВТОР по указанному режиму характеризуется более мелкоячеистой структурой, чем после выплавки по обычной технологии. Результаты металлографического анализа, а также испытаний на износостойкость чугуна 270Х16МЗ, приведены в табл.4.

Из сравнения характеристик микроструктуры и износостойкости двух вариантов технологии получения образцов видно, что несмотря на то, что по исходной твёрдости и фазовому составу заметной разницы не обнаружено, износостойкость образцов, выплавленных с применением ВТОР, превосходит таковую для образцов, полученных по обычной технологии примерно на 20 %. Остаточный метастабильный аустенит в процессе испытаний на изнашивание практически полностью превращается в мартенсит деформации, что способствует созданию на поверхности изнашивания вторичной структуры с высоким уровнем микротвёрдости (табл.4).

Рис 7 Микроструктура белого износостойкого чугуна 270X16МЗ, х 280 а - температура нагрева 1450°С; б - температура нагрева 1570°С

По-видимому, основной причиной повышения износостойкости при абразивном изнашивании образцов белого хромистого чугуна 270X16МЗ после ВТОР служит уменьшение размеров участков металлической основы между эвтектическими карбидами и формирование более мелкой карбидной эвтектики (рис.7).

Представляло интерес выяснить влияние закалки литого металла на износостойкость чугуна 270Х16МЗ, то есть, изучить возможности сохранения положительного эффекта ВТОР после термической обработки

Эффект повышения износостойкости в результате ВТОР, полученный на литом чугуне, сохраняется и после высокотемпературной закалки (табл.4).

В пятой главе проанализированы температурные зависимости кинематической вязкости расплава чугуна СЧ18, найдены температура аномалии ^ =1450°С и критическая температура ^ =1480°С. Полученные результаты использованы при разработке режимов высокотемпературной обработки расплава чугуна перед диспергированием. Порошок чугунов получали на опытной установке в отделе порошковой металлургии УрО РАН. Выбраны два режима получения порошков:

1. Нагрев до 1410°С, выдержка 10 минут, распыление азотом Р=3,4 атм. (без ВТОР).

2. Нагрев до 1560°С, выдержка 10 минут, охлаждение до 1410°С, выдержка 10 минут, распыление азотом Р=3,4 атм. (со ВТОР)

Порошок разделен на фракции (табл.5), где 1Ч - размер частиц порошка.

Таблица 5

Гранулометрический состав порошка, %

и, -100 +100 +160 +200 +320 +400 +630 +1000 +1600

мкм -160 -200 -320 -400 -630 -1000 -1600

№ 1 - 0,7 2,3 19,2 6,9 14,4 12,0 13,4 31,1

№2 3,0 2,9 13,1 22,4 8,2 20,5 11,9 10,2 7,8

Анализ результатов показал, что высокотемпературная обработка расплава приводит к измельчению размеров частиц порошка, что сказывается на конечных свойствах получаемых порошков и определяет эффективность их применения.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. На основании исследования температурных зависимостей кинематической вязкости модельных Бе-С- и Ре-С-81 - сплавов, серых чугунов СЧЗО и СЧ18, белого износостойкого чугуна 270X16МЗ при нагреве и охлаждении, для каждого сплава выявлены температура аномалии, свидетельствующая о наличии структурных изменений в жидком сплаве, и критическая температура, нагрев выше которой способствует формированию равновесного состояния расплава.

2. Установлено влияние структурного состояния расплавов и различных скоростей охлаждения высокоуглеродистых сплавов железа на процесс их кристаллизации. Определены температуры ликвидус и солидус. Показано, что увеличение скорости охлаждения приводит к понижению температур ликвидус и солидус; подготовка расплава влечет за собой увеличение переохлаждения, снижение температур ^ и ^

3. В работе получила дальнейшее развитие модель микронеоднородного строения и кристаллизации жидких высокоуглеродистых сплавов железа, учитывающая изменение скорости охлаждения и применение высокотемпературной обработки расплава. Показано, что существующие в жидком расплаве микрогруппировки могут являться зародышами кристаллизации. Определены теоретические и экспериментальные значения переохлаждения расплава. Для равных размеров кластеров жидкости и зародышей кристаллизации они совпадают.

4. Показано, что целенаправленное изменение структуры расплавов высокоуглеродистых сплавов железа перед затвердеванием приводит к увеличению дисперсности пластин графита, уменьшению расстояния между вторичными осями дендритов, повышению прочности при растяжении.

5. На основании анализа результатов исследований образцов опытных плавок предложен режим выплавки чугуна СЧЗО в промышленных условиях: температура нагрева - 1560°С, время выдержки - 10 минут, температура при выпуске и начале разливки около 1420°С, реализация которого приводит к повышению прочностных свойств чугуна.

6. Высокотемпературная обработка расплава белого хромистого чугуна 270X16МЗ обеспечивает получение более дисперсной карбидной эвтектики по сравнению с обычным режимом выплавки, в результате чего в литом состоянии повышается износостойкость при абразивном изнашивании на 20%. Положительный эффект ВТОР сохраняется после высокотемпературной закалки, при этом достигается дополнительное увеличение износостойкости чугуна на 25%, вследствие превращения метастабильного аустенита в мартенсит деформации.

7. Использование ВТОР приводит к измельчению частиц порошка чугуна СЧ18, т.е. позволяет увеличивать выход мелкой фракции, пригодной для напыления покрытий

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. Влияние состояния расплава перед диспергированием на процесс распыления и качество получаемых порошков на основе железа и никеля / Баум Б.А., Барышев Е.Е., Савина Л.Г. и др. // Аэрозоли: наука, приборы, вычислительные программы и технологии в России и странах СНГ. - Москва. - 1996. -№ 3. - С.6-7.

2. Савина Л.Г., Муравьева Е.Л., Барышев Е.Е. Влияние высокотемпературной обработки расплава на гранулометрический состав и структуру порошка чугуна марки СЧ18 // Известия вузов. Черная металлургия. - 1997. - № 8. - С.60.

3. Оптимизация режимов электроплавки серого чугуна / Савина Л.Г., Тягунов Г.В. и др. // Электрометаллургия. -1999. - № 3. - С.25-27.

4. Оптимизация структуры чугуна за счет термовременной обработки расплава / Савина Л.Г., Баум Б.А. и др. // Известия вузов. Черная металлургия. - 1999. -№6.-С.51-52.

5. Зависимость процесса кристаллизации и структуры железоуглеродистого сплава от условий кристаллизации / Савина Л.Г., Барышев Е.Е. и др. // Физические свойства металлов и сплавов: Сборник статей. - Екатеринбург. -1999. - С.123-127.

6. Особенности выделения кислорода из порошков железоуглеродистых сплавов / Зайцева H.A., Барышев Е.Е., Савина Л.Г. и др. // Физические свойства металлов и сплавов: Сборник статей. - Екатеринбург. -1999. - С.128-131.

7. Влияние высокотемпературной обработки на процесс затвердевания модельного Fe-C-Si - сплава / Савина Л.Г., Баум Б.А. и др. // Электрометаллургия. - 2000. - № 1. - С.38-40.

8. Влияние условий выплавки на процесс кристаллизации и структуру серого чугуна / Савина Л.Г., Барышев Е.Е. и др. II Физические свойства металлов и сплавов: Сборник статей. - Екатеринбург. - 2001. - С.175-180.

9. О роли кластеров при кристаллизации металлов / Барышев Е.Е., Савина Л.Г. и др. // Физические свойства металлов и сплавов: Сборник статей. -Екатеринбург. - 2002. - С. 172-178.

2.РОЗ -А

* 3 2 0 5

Подписано в печать 29.04. ¿00з Формат 60x84 1/16

Заказ № Тираж 100 экз

Ризография УГТУ 62002, Екатеринбург, Мира, 19

ВВЕДЕНИЕ.

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР.

1.1. Особенности фазовых превращений железоуглеродистых и железо-углерод-кремниевых сплавов.

1.2. Связь фазовых превращений с износостойкостью белых хромистых чугунов.

1.3. Металлические порошки.

1.4. Современное состояние производства отливок из чугуна.

1.5. Термовременная обработка расплава.

1.6. Выводы и постановка задачи.

2. МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.

2.1. Методики исследования физических свойств жидких сплавов

2.2. Методы изучения процессов кристаллизации.

2.3. Методы исследования макро- и микроструктуры сплавов в твердом состоянии.

2.3.1. Металлографические методы исследования.

2.3.2. Автоматический микроанализ.

2.3.3. Система цифровой обработки и анализа изображений «81АМ8 500».

2.3.4. Метод рентгеноструктурного анализа.

2.3.5. Методика проведения механических испытания.

2.3.6. Испытания на износостойкость.

2.4. Выводы.

3. ИЗУЧЕНИЕ ВЗАИМОСВЯЗИ МЕЖДУ ЖИДКИМ И ТВЕРДЫМ СОСТОЯНИЯМИ СПЛАВОВ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗО-УГЛЕРОД И ЖЕЛЕЗО-УГЛЕРОД-КРЕМНИЙ.

3.1. Изучение температурных зависимостей физических свойств и структуры модельных железо-углерод и железо-углерод-кремнистых сплавов в жидком состоянии.

3.2. Изучение влияния состояния расплава на процесс кристаллизации двойного модельного сплава методом дифференциального термического анализа.

3.3. Исследование влияния условий выплавки на структуру и свойства образцов в твердом состоянии.

3.4. Исследование влияния скорости охлаждения при кристаллизации на фазовые превращения Ре-С и Ре-С-81 - сплавов.

3.5. Исследование влияния условий выплавки на структуру железоуглеродистых сплавов.

3.6. Модель влияния состояния расплава на процесс формирования литой структуры.

3.7. Выводы.

4. РАЗРАБОТКА ОПТИМАЛЬНОЙ ТЕХНОЛОГИИ ВЫПЛАВКИ СЕРЫХ И БЕЛЫХ ЧУГУНОВ.

4.1. Влияние металлургической наследственности на структуру серого чугуна.

4.2. Изучение роли наследственности на вязкость расплава чугуна СЧЗО.

4.3. Изучение влияния температуры нагрева расплава и времени выдержки на структуру и свойства образцов экспериментальных плавок.

4.4. Влияние условий выплавки на структуру и свойства серого чугуна СЧЗО в литом состоянии.

4.5. Изучение влияния высокотемпературной обработки расплава на структуру и свойства промышленных образцов.

4.6. Влияние ВТОР на микроструктуру и износостойкость белого хромистого чугуна при абразивном изнашивании.

4.7. Выводы.

5. ИССЛЕДОВАНИЕ РЕЖИМОВ ВЫПЛАВКИ ЧУГУНА СЧ

ПЕРЕД ДИСПЕРГИРОВАНИЕМ НА СВОЙСТВА ПОРОШКА.

5.1. Определение оптимального режима выплавки металлического порошка.

5.2. Влияние ВТОР на содержание кислорода в порошке чугуна

5.3. Влияние ВТОР на микроструктуру порошка чугуна СЧ

5.4. Выводы.

Актуальность темы. Благодаря хорошим эксплуатационным и технологическим свойствам и низкой стоимости чугуны являются одним из важнейших материалов в различных областях народного хозяйства.

Для улучшения структуры и свойств отливок из чугуна большое внимание уделяется поиску оптимальных условий кристаллизации, совершенствованию режимов термической обработки литого металла.

Менее изученным этапом технологического процесса производства сплавов является приготовление исходного расплава. Современные исследования свидетельствуют о том, что металлические расплавы, в том числе и железоуглеродистые сплавы, являются сложными динамическими системами и под влиянием различных внешних воздействий могут находиться в различных структурных состояниях. Применительно к сталям и чугунам обнаружено влияние структурного состояния исходных расплавов на структуру и свойства полученных материалов. Кроме того, установлена наследственная связь структуры и состава шихтовых материалов со свойствами расплавов и структурами, формирующихся из них слитков и отливок. Чем выше степень равновесности расплава и равномерности распределения в нем атомов легирующих компонентов, тем слабее наследственное влияние шихтовых материалов и стабильнее качество отливок.

Наиболее доступным и достаточно эффективным методом формирования равновесной структуры расплава является тепловое воздействие. Режим выплавки, основанный на изучении закономерностей изменения физических свойств жидких сплавов при нагреве и последующем охлаждении, взаимосвязи жидкого и твердого состояний, а также обеспечивающий формирование однородной (равновесной) структуры расплава и, соответственно, стабильность улучшенных характеристик твердого металла от плавки к плавке, носит название высокотемпературной обработки расплава - ВТОР.

Однако влияние ВТОР на процессы кристаллизации и формирования структуры железоуглеродистых сплавов изучено недостаточно, а сведения о совместном влиянии ВТОР и различных скоростей охлаждения вообще отсутствуют.

Цель работы. Установить взаимосвязь высокотемпературной обработки расплава со структурой и свойствами серых и белых износостойких чугунов. Для достижения указанной цели в работе необходимо решить следующие задачи:

1. Изучение взаимосвязи жидкого и твердого состояний модельных железоуглеродистых сплавов, серого и белого чугунов: измерение физических свойств расплавов и анализ воздействия температуры нагрева расплава и различных скоростей охлаждения на механизм кристаллизации и литую структуру высокоуглеродистых сплавов железа;

2. Развитие существующих представлений о строении расплавов и процесса кристаллизации железоуглеродистых сплавов;

3. Определение параметров ВТОР промышленных серых и белых износостойких чугунов для повышения качества и служебных свойств отливок.

Научная новизна.

1. Впервые систематически рассмотрено влияние состояния расплава на процессы кристаллизации, структуру и свойства модельных железоуглеродистых сплавов и чугунов опытных плавок, охлажденных с различной скоростью.

2. Исследования структуры ближнего порядка модельного Ре-С-сплава рентгеноструктурным методом и с помощью ДТА-анализа показали, что формирование микрооднородного расплава приводит к возрастанию его переохлаждения и уменьшению критического размера зародыша на 20%. Существующие в жидком металле микрогруппировки могут являться зародышами кристаллизации.

3. На основе представлений о квазихимическом микронеоднородном строении расплавов предложены уточненная модель строения жидкого чугуна и особенности механизма кристаллизации железоуглеродистых сплавов, учитывающие влияние подготовки расплава и скорости его охлаждения.

4. Определены параметры перспективных технологических режимов выплавки чугунов в монолитном и порошковом виде, позволяющие формировать гомогенное микрооднородное состояние расплава к моменту его выпуска из печи или диспергирования, что позволяет достичь более высокого уровня механических свойств и износостойкости металла.

Практическая ценность.

1. Результаты по комплексному влиянию высокотемпературной обработки расплава и различных скоростей охлаждения на структуру и свойства железоуглеродистых сплавов могут быть использованы для совершенствования технологии производства отливок повышенной прочности и износостойкости.

2. Разработанные температурно-временные параметры плавок чугунов СЧ18, СЧ30 и 270X16МЗ могут быть рекомендованы для внедрения в промышленное производство отливок и порошков, что позволит увеличить выход и качество годной продукции.

3. Экспериментально установленные закономерности формирования структуры железоуглеродистых сплавов под влиянием таких внешних факторов, как температурно-временная обработка расплава, значительно расширяют физические и технические возможности эффективного воздействия на материалы в жидком и твердом состояниях.

На защиту выносятся:

1. Результаты экспериментального исследования структуры и свойств изучаемых сплавов в жидком и твердом состояниях.

2. Данные по исследованию фазовых превращений при кристаллизации железоуглеродистых сплавов в зависимости от состояния расплава и скоростей охлаждения.

3. Представления о механизме влияния структурного состояния расплава на процессы кристаллизации высокоуглеродистых сплавов железа.

4. Практические рекомендации для совершенствования технологии производства чугунных отливок повышенной прочности и износостойкости, а также разработанные температурно-временные параметры выплавки чугуна СЧ18 перед диспергированием, позволяющие увеличить выход мелкой фракции, пригодной для напыления покрытий.

5.4. Выводы

1. Изучены политермы кинематической вязкости расплава чугуна СЧ18. Установлены температура аномалии (1450°С) и критическая температура (1480°С).

2. Проведены опытные плавки по 2 режимам: нагрев выше и ниже критической температуры.

3. Определено содержание кислорода в порошках двух плавок. Содержание кислорода зависит от размеров частиц и условий подготовки расплава к диспергированию. С увеличением размера частиц порошка уменьшается концентрация кислорода.

4. Исследовано влияние подготовки расплава на микроструктуру порошков. Высокотемпературная обработка расплава наиболее существенно влияет на микротвердость и фазовый состав, влияние на расстояние между вторичными осями дендритов несущественно. Порошки, полученные по данной технологии имеют структуру металлической основы, состоящую из высокоуглеродистого мартенсита и остаточного метастабильного аустенита, что обеспечивает высокую износостойкость.

5. Использование оптимальных режимов термовременной обработки расплава позволяет получать порошок чугунов, имеющий наиболее благоприятную структуру и высокие технологические свойства.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Выполненная диссертационная работа посвящена исследованию влияния условий выплавки высокоуглеродистых сплавов железа на процесс кристаллизации, формирование литой структуры и их свойства. На основании проведенных исследований разработаны практические рекомендации по совершенствованию режимов выплавки серого чугуна СЧЗО, белого износостойкого чугуна 270X16МЗ и серого чугуна СЧ18 перед диспергированием. Основные результаты диссертационной работы заключаются в следующем:

1. Исследованы температурные зависимости кинематической вязкости жидких модельных сплавов Бе-С и Ре-С-81; серых чугунов СЧЗО и СЧ18 и белого износостойкого чугуна 270X16МЗ. Все политермы характеризуются несовпадением ветвей нагрева и охлаждения (гистерезисом), что свидетельствует о неравновесности строения образцов после их расплавления. Установлены критические температуры, нагрев выше которых переводит расплав в равновесное состояние.

2. Установлено влияние различных условий выплавки и скоростей охлаждения на процесс кристаллизации модельных сплавов и серого чугуна СЧЗО. Повышение температуры нагрева расплавов приводит к увеличению их переохлаждения, при этом уменьшаются температуры ликвидус и солидус. Увеличение скорости охлаждения приводит к понижению температур ликвидус и солидус и расширению интервала кристаллизации.

3. В работе получила дальнейшее развитие модель микронеоднородного строения и кристаллизации жидких высокоуглеродистых сплавов железа, учитывающая изменение скорости охлаждения и применение высокотемпературной обработки расплава. Показано, что существующие в жидком расплаве микрогруппировки могут являться зародышами кристаллизации. Определены теоретические и экспериментальные значения переохлаждения расплава. Для равных размеров кластеров и зародышей кристаллизации они совпадают.

4. Показано, что целенаправленное изменение структуры расплавов высокоуглеродистых сплавов железа перед затвердеванием с помощью ВТОР приводит к увеличению дисперсности пластин графита, уменьшению расстояния между вторичными осями дендритов, повышению предела прочности при растяжении.

5. Получение более дисперсной карбидной эвтектики и уменьшение размеров участков металлической матрицы белого хромистого чугуна 270X16МЗ в результате ВТОР обеспечивает повышение его износостойкости в литом состоянии при абразивном изнашивании на 20 %. При высокотемпературной закалке чугуна 270X16МЗ происходит сохранение положительного эффекта ВТОР на износостойкость, при этом достигается дополнительное увеличение износостойкости чугуна на 25 % вследствие превращения метастабильного аустенита в мартенсит деформации,

6. Исследован порошок чугуна СЧ18. Использование ВТОР приводит к измельчению размеров частиц порошка, т.е. позволяет увеличивать выход мелкой фракции, пригодной для нанесения покрытий.

1. Структура и свойства чугуна: Справ.изд. / Под ред. А.В.Черновола, И.Г.Неижко. Киев, 1989. - 91 с.

2. Гуляев А.П. Металловедение. Учебник для вузов. М.: Металлургия, 1986. - 544 с.

3. Бунин К.П., Иванцов Г.И. Структура чугуна. Киев; М.: Машиз, 1952.- 161 с.

4. Чугун: Справ.изд. / Под ред. А.Д.Шермана, А.А.Жукова. М.: Металлургия, 1991. - 576 с.

5. Шевчук Л.А. Структура и свойства чугуна. Минск: Наука и техника, 1978. - 216 с.

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

7. Цыпин И.И. Белые износостойкие чугуны. Структура и свойства. -М.: Металлургия, 1988. 256 с.

8. Металловедение и термическая обработка стали. Справочник. / Под ред. М.Л.Бернштейна и А.Г.Рахштадта. Москва, 1961. - Т. 1. - 748 с.

9. Емелюшин А.Н. Разработка нового класса ледебуритных сплавов для инструментов, обрабатывающих неметаллические материалы в условиях умеренного нагрева режущей кромки: Дис. на соиск. учен, степени д-ра техн. наук. Магнитогорск, 2000. - 280 с.

10. Ю.Затуловский С .С., Мудрук Л. А. Получение и применение металлической дроби. М.: Металлургия, 1988. - 183 с.

11. Жорняк А.Ф. Металлические порошки. М.: Металлургия, 1981.-88 с.

12. Кузнецов Б.Л. Введение в литейное металловедение чугуна. М.: Машиностроение, 1995. - 168 с.

13. Дибров И.А., Комиссаров В.А., Жевтунов П.П. Свойства расплавленных металлов. М.: Наука, 1974, - 270 с.

14. Дибров И.А., Комиссаров В.А. и др. Сб. Технология производства, научная организация труда и управления. НИИМАШ, 1970.

15. Гиршович Н.Г. Чугунное литье. Д.; М: Металлургиздат, 1949.708 с.

16. Пивоварский Е. Высококачественный чугун / Пер. с немецкого. -М.: Металлургия, 1965. Т. I, И. - 650 с.

17. Самарин A.M. О свойствах жидкой стали // Литейные свойства сплавов. 4.1. Киев: ИПЛ АН УССР, 1968.

18. Иванов Д.П. О природе пластинчатого графита в чугуне // Литейное производство. 1954. - № 3.

19. Ващенко К.И., Сумцов В.Ф., Немировский Р.Г. Вероятные причины образования графита шаровидной формы в чугуне // Получение, свойства и применение чугуна с шаровидным графитом. Киев, 1971.

20. Богачев И.Н. Металлография чугуна. Свердловск: ГНТИ, 1962. -392 с.

21. Гиршович Н.Г. Кристаллизация и свойства чугуна в отливках. -М.; Л.: Машиностроение, 1966. 562 с.

22. Шумихин B.C. Поведение углерода в расплаве чугуна // Литейное производство. 1979. - № 5.

23. Баум Б.А., Хасин Г.А., Тягунов Г.В. Жидкая сталь. М.: .Металлургия, 1984, - 208 с.

24. Термовременная обработка жидких сплавов и стали / Б.А.Баум, Г.В. Тягу нов и др. // Сталь. 1996. - № 6. - С. 16.

25. Сон Л.Д., Русаков Г.М. Модель фазового перехода в расплаве // Расплавы. 1995. - № 5. - С.90-95.

26. Ивахненко И.С. Особенности строения металлических расплавов // Изв.вузов. Черная металлургия. 1985. - № 5.

27. Термодинамический анализ одной из причин металлургической наследственности / П.С.Попель, Б.А.Баум и др. // Изв.АН СССР. Металлы.- 1986. № 5. - С.47-51.

28. Распопова Г.А. Влияние условий термовременной обработки расплава на структурообразование стали XI2 и Р6М5: Дисс. на соиск. уч. степени канд. техн. наук. Свердловск, 1981.- 184 с.

29. Борисов Г.П. Наследственность теплосилового воздействия на расплав в области квазидвухфазного состояния // Литейное производство. -1991. № 4. - С.6-8.

30. Шабанова И.Н., Холзаков A.B. Формирование поверхностных слоев расплавов чугуна Fe-Si-Al-C // Расплавы. 1994. - № 6.

31. Шабанова И.Н., Холзаков A.B. Скачкообразное изменение ближнего окружения атомов в аморфных и жидких сплавах d-металлов // Расплавы. 1996. - № 3. - С.75-81.

32. Хакимов О.П. Влияние состояния расплава на формирование структуры и свойства литых сплавов на основе железа и алюминия: Дисс. на соиск. уч. степени канд. техн. наук. Екатеринбург, 1994. - 148 с.

33. Филиппов К.С. Исследование состояния кластеров в металлических расплавах с использованием равновесия свободной энергии между поверхностью и объемом // Известия вузов. Черная металлургия. 1998. - № 5. - С.З.

34. Гаврилин И.В. Формирование структуры чугуна при плавлении и кристаллизации // Литейное производство. 1998. - № 6 - С.6.

35. Гаврилин И.В. Плавление и кристаллизация металлов и сплавов.- Владимир, 2000. 260 с.

36. Залкин В.М. Некоторые аспекты теории эвтектических сплавов в свете новых экспериментальных данных // МиТОМ. 1993. - № 11. - С.2-8.

37. Павлов В.В. Необходимое изменение молекулярной модели жидкости и ее «квазиктисталлические свойства» // Расплавы. 1995. - № 4. - С.88.

38. Ладьянов В.И., Новохатский И.А., Кузьминых Е.В. Термодинамический метод оценки степени микронеоднородности жидких металлов // Известия РАН. Металлы. 1997. - № 1. - С.17.

39. Ладьянов В.И., Логунов C.B., Кузьминых Е.В. О вязкости микронеоднородных жидких металлов // Известия РАН. Металлы. 1997. -№ 4. - С.22.

40. Жукова Л.А. Строение металлических жидкостей: Учебное пособие. Екатеринбург: ГОУ УГТУ-УПИ, 2002, - 61 с.

41. Марочник сталей и сплавов / Под редю В.Г.Сорокина. М.: Машиностроение, 1989. - 638 с.

42. Металлографическое исследование влияния обработки расплава передельного чугуна на его поведение при термической обработке / В.К.Афанасьев, М.В.Чибряков // Известия вузов. Черная металлургия. -2000. № 6. - С.42-44.

43. Николаев Б.В. Совершенствование технологии выплавки жаропрочных сплавов на основе исследования их удельного электросопротивления: Дисс. на соиск. уч. степени канд. техн. наук. -Екатеринбург, 1992. 123 с.

44. Влияние подготовки расплава к распылению на структуру и свойства порошка стали 10Р6М5 и компактного материала / С.А.Плеханов, Б.А.Баум, Г.В.Тягунов и др. // Сталь. 1987. - № 6. - С.87-89.

45. The melting process // Casting world. -1 3. P. 12-13.

46. Kaniski D.R. An Update on U.S.Ductile Iron Practicles // Modern Casting. 1984. - I, v.74,1 1. - P.25-27.

47. Швидковский Е.Г. Некоторые вопросы вязкости расплавленных металлов. М.: Госгортехтеориздат, 1955. - 208 с.

48. Установка для измерения кинематической вязкости металлических расплавов / Г.В.Тягунов, В.С.Цепелев, М.Н.Кушнир и др. // Заводская лаборатория. 1980. - С.919-920.

49. Уэндландт У. Термические методы анализа / Пер. с англ. под ред. В.А.Степанова, В.А.Бернштейна.- М.: Мир, 1978, 526 с.

50. Шестак Я. Теория термического анализа: Физ.-хим. свойства твердых неорганических веществ / Пер. с англ. Под ред. И.В.Архангельского и др. М.: Мир, 1987. - 455 с.

51. Топор Н.Д., Огородова Л.П., Мельчакова Л.В. Термический анализ минералов и неорганических соединений. М.: Изд-во Моек ун-та., 1987. - 190 с.

52. Беккерт Н., Клемм X. Справочник по металлографическому травлению. М.: Металлургия, 1979. - 336 с.

53. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. М.: Металлургия, 1970. - 375 с.

54. Вейнберг Ф.А. Приборы и методы физического металловедения. М.: Мир, 1973.-331 с.

55. ГОСТ 8.207-76. Прямые методы измерения с многократными наблюдениями. Методы обработки результатов измерений. М.: Издательство стандартов, 1981. - 10 с.

56. ГОСТ 8.011-72. Показатели точности измерений и формы представления результатов измерений. М.: Издательство стандартов, 1972. - 5 с.

57. ГОСТ 16263-70. Метрология. Термины и определения. М.: Издательство стандартов, 1982. - 53 с.

58. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. Учебное пособие для вузов. М.: «МИСИС», 1994. - 328 с.

59. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия / Я.С.Уманский, Ю.А.Скаков и др. М.: Металлургия, 1982. - 632 с.

60. Скаков Ю.А. Металловедение и термическая обработка стали. -Т.1., кн.1.: Справочник / Под. ред. М.Л.Бернштейна и А.Г.Рахштадта. М.: Металлургия, 1991. - С. 183-275.

61. Глазов В.М., Вигдорович В.Н. Микротвердость металлов и полупроводников. М.: Металлургия, 1969. - 248 с.

62. ГОСТ 6456-82. Шкурка шлифовальная бумажная. Технические условия / Шкурка шлифовальная. Взамен ГОСТ 6456-75; Введен с 01.01.83. - М.: Издательство стандартов, 1982. - С.12-24.

63. Гроховский В.И. Возможности цифровой микроскопии в металлографии // Цифровая микроскопия. Материалы школы-семинара. -Екатеринбург, 2001. 4.1. - С. 18-20.

64. Яковлев Ю.Р. Компьютерные системы анализа изображений в металлографических лабораториях: проблематика эффективности // Цифровая микроскопия. Материалы школы-семинара. Екатеринбург, 2001.-4.1.-С.3-17.

65. Методы повышения качества изображений и выделения деталей структуры / М.С.Петров, Р.М.Кадушников и др. // Цифровая микроскопия. Материалы школы-семинара. Екатеринбург, 2001. - 4.1. - С.65-70.

66. Алиевский Д.М., Алиевский В.М., Кадушников P.M. Алгоритмы скелетизации линейных структур // Цифровая микроскопия. Материалы школы-семинара. Екатеринбург, 2002. - С.8-13.

67. Автоматизированные методы анализа включений графита в чугуне / Р.М.Кадушников, В.И.Гроховский и др. // Цифровая микроскопия. Материалы школы-семинара. Екатеринбург, 2001. - 4.1. - С.42-50.

68. Опыт использования комплекса SIAMS в исследовательской лаборатории МГУ / Харитонов В.А., Копцева Н.В. и др. // Цифроваямикроскопия. Материалы школы-семинара. Екатеринбург, 2001. - 4.1. -С.79-82.

69. ГОСТ 3443-87. Отливки из чугуна с различной формой графита. Методы определения структуры. М.: Издательство стандартов, 1987. - 14 с.

70. Зависимость процесса кристаллизации и структуры железоуглеродистого сплава от условий кристаллизации / Л.Г.Савина, Е.Е.Барышев и др. // Физические свойства металлов и сплавов: Сборник статей. Екатеринбург. - 1999. - С. 123-127.

71. Влияние высокотемпературной обработки на процесс затвердевания модельного Fe-C-Si сплава / Л.Г.Савина, Б.А.Баум и др. // Электрометаллургия. - 2000. - № 1. - С.38-40.

72. Термодинамика и физическая кинетика структурообразования в стали и чугуне / Под ред. М.А.Криштала. Приокское книжное издательство, 1967. - 298 с.

73. Состояние многокомпонентной металлической системы после фазового перехода кристалл-жидкость / Баум Б.А., Тягунов Г.В., Барышев Е.Е. и др. // Расплавы. 1999. - № 5. С.32-43.

74. Машиностроение. Энциклопедия. Том II-2: Стали и чугуны / Г.Г.Мухин, А.И.Беляков, Н.Н.Александров и др.; Под общ. ред. О.А.Банных и Н.Н.Александрова. М.: Машиностроение, 2000. - 784 с.

75. Ближний порядок жидких сплавов железа с углеродом / Базин Ю.А., Клименков Е.А. и др. // Укр. физ. журнал, 1979. Т.24. - № 7. -С.1052-1055.

76. Веселова С.И., Зубко A.M., Спектор Е.З. Рентгенографическое исследование строения жидких сплавов системы Fe-C // Проблемы металловедения. Сборник трудов. М.: Металлургия, 1973. - С.271.

77. Майборода В.П., Шпак А.П., Куницкий Ю.А. Структурные аспекты теории плавления и затвердевания. Киев: Академкнига, 2002. -124 с.

78. Установка для рентгеноструктурного анализа высокотемпературных металлических расплавов / Клименков Е.А., Патрушев В.Н., Базин Ю.А. и др. // Физические свойства металлов и сплавов. Свердловск: изд. УрГУ, 1976. - С. 113-116.

79. Курбатов В.Н. Влияние температуры на структуру ближнего порядка и кинематическую вязкость свинца и сплавов системы железо-углерод в жидком состоянии: Дис. на соиск. уч. степ. канд. физ.-мат.наук: 01.04.14. Екатеринбург, 1999.- 138 с.

80. Романова A.B. Структура реальных кристаллов. Киев: Наукова думка, 1988. - С.210-223.

81. О роли кластеров при кристаллизации металлов / Е.Е.Барышев, Л.Г.Савина, Б.А.Баум и др. // Физические свойства металлов и сплавов. Сборник статей. Екатеринбург. - 2002. - С. 172-178.

82. Оно А. Затвердевание металлов / Пер. с англ. М.: Металлургия, 1980.- 152 с.

83. Таран Ю.Н., Мазур В.И. Структура эвтектических сплавов. М.: Металлургия, 1978. - 312 с.

84. Чалмерс Б. Теория затвердевания / Пер. с англ.; Под ред. М.В.Приданцева. М.: Металлургия, 1968. - 288 с.

85. Попель С.И., Сотников А.И., Бороненков В.Н. Теория металлургических процессов. М.: Металлургия, 1986. - 463 с.

86. Плотность и поверхностное натяжение сплавов железа с углеродом вблизи эвтектического состава / Зайцева H.A., Баум Б.А., Цепелев B.C. и др. // Расплавы. 1997. - № 1. - С.20-27.

87. Савельев К.Д. Термодинамическое моделирование многокомпонентных литейных сплавов на основе Fe-C // Автореф. Дисс. канд. техн. наук. С-Петербург, 2001.

88. Гольдштейн М.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г. Специальные стали. М.: Металлургия, 1985. - 408 с.

89. Шмакова К.Ю. Исследование вязкости жидких аморфизующихся сплавов с целью разработки рекомендаций по улучшению качества металлопродукции: Дис. на соиск. уч. степ, канд.тех. наук: 05.16.02. -Екатеринбург, 2000. 165 с.

90. Оптимизация структуры чугуна за счет термовременной обработки расплава / Л.Г.Савина, Б.А.Баум и др. // Известия вузов. Черная металлургия. 1999. - № 6. - С.51-52.

91. Влияние условий выплавки на процесс кристаллизации и структуру серого чугуна / Л.Г.Савина, Е.Е.Барышев и др. // Физические свойства металлов и сплавов: Сборник статей. Екатеринбург. - 2001. -С.175-180.

92. Попова Л.Е., Попов А.А. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана: Справочник термиста. М.: Металлургия, 1991. - 503 с.

93. Оптимизация режимов электроплавки серого чугуна / Савина Л.Г., Тягунов Г.В. и др. // Электрометаллургия. 1999. - № 3. - С. 25-27.

94. Гарбер М.Е. Отливки из белых износостойких чугунов. М.: Машиностроение, 1972. - 112 с.

95. Хрущев М.М., Бабичев М.А. Абразивное изнашивание. М.: Наука, 1970.-252 с.

96. Критерии стойкости стали при абразивном и ударно-абразивном изнашивании / В.Н.Виноградов, Л.С.Лившиц, С.М.Левин и др. // Трение и износ. 1988. - Т.9. - № 2. - С.207-211.

97. Виноградов В.Н., Сорокин Г.М. Износостойкость сталей и сплавов. М.: Нефть и газ, 1994. - 417 с.

98. Мирзаева Н.М., Емелюшин А.Н., Мирзаев Д.А. Влияние ориентировки и дисперсности карбидов на износостойкость литого инструмента из хромистых чугунов. Изв. Вузов. - 4.1. - 1983. - № 4. -С.72-75.

99. Филиппов М.А., Лхагвадорж П., Плотников Г.Н. Структурные факторы повышения износостойкости белого хромистого чугуна. Металловедение и термическая обработка металлов. 2000, № 11. - С. 1013.

100. Коршунов Л.Г. Изнашивание металлов при трении // Металловедение и термическая обработка стали / Под ред. М.Л.Бернштейна и А.Г.Рахштадта. М.: Металлургия. - 1991. - Т.1, кн.2. -С. 387-413.

101. Кулак А.Д., Пикож А.П., Дорогой A.A. Влияние способаполучения порошков быстрорежущих сталей на скорость их охлаждения //

102. Порошковая Металлургия. 1987. - №4. - С.6-11.

103. Ничипоренко О.С., Найда Ю.И., Медведовский А.Б. Распыленные металлические порошки. Киев: Наукова думка, 1980. - 240 с.

104. Влияние подготовки расплава к распылению на характеристики жидкой и твердой стали Р6М5 / С.А.Плеханов, Е.Е.Барышев, В.С.Мебель и др. // Сталь. 1986. - № 5. - С.88-91.

105. Металлические расплавы в прогрессивных технологиях / Б.А.Баум, Г.В.Тягунов, Е.Е.Третьякова и др. // Расплавы. 1991. - № 3. -С.16-32.

106. Муравьева Е.Л., Филатова С.Ю., Барышев Е.Е. Исследование закономерностей диспергирования титаномедистого чугуна азотом // Известия РАН. Металлы. 1993. - № 3. - С.21-24.

107. Определение содержания и формы существования кислорода и азота в металлах на новом анализаторе ОЫ-та1 822 / Е.Е.Третьякова, Г.В.Тягунов и др. // Заводская лаборатория. 1991. -№11.- С.5-7.

108. Особенности выделения кислорода из порошков железоуглеродистых сплавов / Н.А.Зайцева, Е.Е.Барышев, Л.Г.Савина и др. // Физические свойства металлов и сплавов: Сборник статей. -Екатеринбург. 1999. - С.128-131.

109. Силаев А.Ф., Фишман Б.Д. Диспергирование жидких металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1983. 144 с.

110. Савина Л.Г., Муравьева Е.Л., Барышев Е.Е. Влияние высокотемпературной обработки расплава на гранулометрический состав и структуру порошка чугуна марки СЧ18 // Известия вузов. Черная металлургия. 1997. - № 8. - С.60.