книги / Теория литейных процессов

сплав типа АЛ9 (АК7ч). Исследование проводилось на установке «Параболоид-ЗМ». Жидкий алюминий перегревали до 1213 К, после 10-минутной выдержки вводили металлический кремний (КрЗ) и охлаждали с различной скоростью до температуры 1023 К. С этой температурой скорость охлаждения сплава была постоянна и соответствовала 0,3 К/с.

С повышением скорости охлаждения расплава существенно изменяется характер политерм интенсивности гамма-излучения и термограмм. По мере увеличения скорости охлаждения расплава наблюдалась общая тенденция роста значений кристаллизационных параметров - температур начала кристаллизации a -твердого раствора Га, P-фазы 7р и эвтектики Гэ. Значение А/ характеризует количество кристаллизирующихся фаз (а, Р) и эвтектики. Установлена общая закономерность роста количества твердого раствора (А/а) и уменьшения количества P-фазы (А/p) и эвтектики (А/э). При этом прочность и относительное удлинение возрастают (рис. 5.18). Значения твердости изменяются несущественно. Повышение механических свойств можно объяснить измельчением структуры и ростом количества твердого раствора.

Скорость охлаждения расплава, К/с

Рис. 5.18. Влияние ТСО на параметры кристаллизации и механические свойства сплава АЛ9 (АК7ч)

Таким образом, подбором определенной степени перегрева относительно порога аномального изменения свойств расплава с последующим ТСО можно получить отливки из алюминиевых сплавов с более высокими механическими свойствами.

Анализ механических характеристик алюминиевых сплавов и политерм физических свойств расплавов показал, что перегрев жидкой фазы выше второго порога аномальных изменений физических свойств (1173-1223 К) на определенную для каждого конкретного состава расплава величину позволяет повысить механические и литейные свойства алюминиевых сплавов. Причем эффект достигается всегда независимо от скорости охлаждения расплава до температуры заливки. Поэтому легирование должно быть осуществлено в указанных температурных интервалах. Повышение механических свойств сопровождается получением в литой структуре более дисперсных и равномерно распределенных в объеме металла структурных составляющих.

Благодаря низкой скорости структурных изменений в жидкой фазе быстрое охлаждение расплава может в значительной степени подавлять трансформацию кластеров. Применением термоскоростной обработки расплава можно к моменту заливки расплава в форму фиксировать высокоили низкотемпературный тип жидкой фазы. Получение мелкокристаллической структуры литого сплава путем ТСО является важным резервом повышения механических свойств отливок.

При термоскоростной обработке (ТСО) жидких чугунов значение ТПУ расплавов смещается в сторону низких температур. При повышении скорости охлаждения расплавов с 9 до 70 °С/мин значение ТПУ снижается примерно на 70-120 °С в зависимости от химического состава. Следовательно, при соответствующих скоростях охлаждения, по-видимому, возможно смещение ТПУ вплоть до температуры заливки жидкого чугуна в форму.

Наличие ТПУ в расплавах позволяет, по-видимому, изменением степени их предварительного перегрева в сочетании с дальнейшим ускоренным охлаждением расплава зафиксировать статистически равновесное состояние жидких чугунов. Это положение справедливо только в том случае, если скорость структурного превращения, происходящего при ТПУ, будет низкой, несмотря на сравнительно большие скорости протекания многих кинетических и диффузионных процессов в жидком чугуне.

Установлено, что для жидких железа, таллия и алюминия при переходе из одного структурного типа в другой время протекания процесса, фиксируемое по выходу на стабильные значения кинетической вязкости, углов смачивания и так далее, составляло 25-30 мин.

Если предположить, что в жидких чугунах, так же как в вышеупомянутых алюминиевых сплавах, скорость релаксации структурного превращения очень низка, то появляется принципиальная возможность получить жидкий чугун с высокотемпературным статистически разупорядоченным типом структуры.

Исходя из вышеизложенного необходимо решение следующих задач:

определение времени релаксации структурного превращения в жидком

чугуне;

исследование влияния ТСО на структурообразование и механические свойства чугунов.

Установлено, что для жидких чугунов время релаксации структурного превращения, фиксируемое по выходу на стабильное изменение плотности расплавов (участок 1-3 на рис. 5.14), соответствует 4-8 мин в зависимости от

сложнолегированного хромистого чугуна (2,99 % С; 0,75-0,8 % Si; 0,39 % Мп; 16 % Сг; 0,75-0,82 % Ni; 0,36-0,41 % Mo; 0,3 % V; 0,032 5 Ti).

Достижение необходимой скорости охлаждения жидкого хромистого чугуна осуществляется двумя способами: путем быстрого охлаждения расплава в ковше (порционная заливка) и путем ввода очищенного лома собственного возврата.

Для вариации скорости охлаждения использовалось несколько раздаточных ковшей - холодных и нагретых до различных температур. Таким образом, получена скорость охлаждения от 5 до 50-60 град/мин. Температура перегрева и ввода легирующих присадок в расплав соответствовала 30-50 °С выше ТПУ, т. е. примерно 1550 °С, а температура заливки жидкого металла - 1400-1420 °С.

С увеличением скорости охлаждения расплава с 1550 °С до температуры заливки металла в форму значения сг1|ЗГрезко возрастают примерно до скорости охлаждения 30 °С/мин с последующим монотонным увеличением вплоть до 80 °С/мин (рис. 5.19). Можно предположить, что положительное значение ТСО жидкого чугуна заключается в фиксации статистически равновесного состояния расплава и предотвращении развития ликвационных процессов.

Аналогичное явление наблюдалось при ТСО расплава путем ввода очищенного собственного возврата (рис. 5.19, кривая 1). Причем абсолютное значение сгнзг в данном случае несколько выше, чем при первом варианте ТСО (рис. 5.19, кривая 2). Это обстоятельство можно объяснить тем, что при введении лома собственного возврата он может играть определенную роль модификатора-микрохолодильника. Однако его роль в повышении сг1|зг не является главной.

Рис. 5.19. Влияние ТСО расплава на предел прочности хромистого чугуна

Таким образом, перспективной и очень важной сегодня представляется разработка технологических основ повышения качества отливок из различных сплавов (в особенности вторичных) на базе анализа структурно­ чувствительных свойств расплавов.

5.6.Обработка сплавов в жидком состоянии методами внешнего воздействия

Вакуумирование. По закону Сиверста S = Ky[p, где S - растворимость газов, К - коэффициент пропорциональности, Р - давление над металлом, следует, что чем больше Р, тем меньше S. Создание разрежения над жидким металлом сопровождается понижением температуры кипения и усилением выделения газа из расплава. С пузырьками газов из расплава выносятся в шлак и твердые включения.

Вакуумирование широко применяют для дегазации медных, алюминиевых, никелевых, титановых и специальных сплавов.

Сплавы с легкоиспаряющими компонентами не вакуумируют, так как они испаряются.

Продувка нейтральными газами. Газы делятся по отношению к сплаву на инертные (например, Аг, Не) и активные (Cl, N, О).

Выдержка расплава в атмосфере инертных газов основана на законе Дальтона о выравнивании парциальных давлений газа в расплаве и атмосфере за счет диффузии газа из расплава. Применяется для обработки расплава, на поверхности которого не создаются плотные и прочные пленки оксидов, затрудняющие диффузию (как, например, алюминиевые сплавы и медные сплавы с А1, Si, Be и т. д.).

При продувке газами в их пузырьки диффундируют растворенные в расплаве газы. Чем меньше пузырьки газа, тем медленнее они всплывают и больше собирают газовых пузырьков из расплава, а заодно и твердых включений.

Продувка азотом используется для рафинирования Al, Си, Mg. Алюминиевые расплавы эффективнее рафинируются хлором. Образуются

газообразные А1СЬ и НС1. Однако хлор токсичен и из-за опасности процесса применение его ограничено.

После продувки расплавы выдерживают 10-15 мин для окончательного выхода на поверхность жидкой ванны даже очень мелких пузырьков газов. Продувкой газами обрабатывают, главным образом, алюминиевые сплавы.

Обрабатывают расплавы также хлоридами Zn, Al, Мп, В и др. Механизм тот же, что и при продувке газами. Твердые хлориды вводят на дно ванны, жидкие - в объем. Самый дешевый - хлористый алюминий. В результате реакции между металлами и хлоридом ванна «закипает» и происходит механический выброс оксидов и газов на поверхность ванны.

Анализ свойств облученных и необлученных сплавов показывает, что у алюминиевого сплава повышается жидкотекучесть, прочность, относительное удлинение, изменяется форма зерен кремния от игольчатой к компактной, существенно измельчается микроструктура, а у цинкового - также измельчается эвтектическое зерно, резко повышается относительное удлинение. У всех исследованных сплавов после облучения НЭМИ структура становится более плотной. Отмечено повышение высоты тона звучания образца металла, обработанного в расплавленном состоянии НЭМИ, по сравнению с необработанным, что связано с уменьшением количества неметаллических включений и более плотной структурой металла.

Уменьшение жидкотекучести цинкового сплава после облучения расплава НЭМИ обусловлено тем, что сплав становится менее эвтектичным: в структуре уменьшается количество эвтектических зерен.

На образце сплава, обработанного НЭМИ, кремний расположен более равномерно, чем в необработанном.

Таким образом, воздействуя наносекундными электромагнитными импульсами на металлургические расплавы, можно добиться повышения качества литого металла.

В работах Ри Хосена и других установлено, что под действием на жидкую фазу НЭМИ происходит аномальное изменение кристаллизационных параметров, физико-механических и эксплуатационных свойств меди, алюминия и сплавов на их основе (бронзы, силумины), а также серых чугунов.

Воздействие НЭМИ на жидкую фазу перечисленных выше металлов и сплавов осуществлялось погружением излучателя в расплав, причем он был изолирован от контакта с жидким металлом с помощью кварцевого или алундового наконечника, прозрачного для наносекундных электромагнитных волн. Плавку проводили в графитном тигле на установке «Параболоид-4» конструкции ЦНИИТМШа.

В качестве излучателя использовался стальной стержень диаметром 6 мм, находящийся внутри алундовой трубки.

На первом этапе влияние НЭМИ изучали на чистой электролитической меди. Нагревали ее до 1250 °С, после пятиминутной выдержки при этой температуре обрабатывали жидкую медь НЭМИ в течение 5, 10, 15, 20 и 25 минут. Затем после отключения генератора определялись интенсивности гамма-проникающих излучений (обратная величина плотности) в процессе охлаждения со скоростью 20 °С/мин до температуры 300 °С. Параллельно строилась термограмма кристаллизации.

На рис. 5.20 приведены кристаллизационные параметры и физико­ механические свойства меди в зависимости от продолжительности обработки жидкой фазы НЭМИ (0, 5, 10, 15,20 и 25 мин).

Как видно, все кристаллизационные параметры меди изменяются от продолжительности обработки НЭМИ по экстремальной зависимости:

минимальная температура начала кристаллизации наблюдается при продолжительности обработки НЭМИ, равной 10 мин; она снижается на 40 °С по сравнению с необлученной медью;

по аналогичной зависимости изменяется температура гь при которой нарушается линейный характер изменения интенсивности гамма-проникающих излучений закристаллизовавшейся меди;

при продолжительности обработки НЭМИ 10 мин наблюдается максимальная степень уплотнения А/Кр при кристаллизации;

с увеличением продолжительности обработки жидкой фазы намечается незначительное сокращение времени кристаллизации;

при продолжительности обработки НЭМИ 10 мин наблюдается максимум коэффициента термического сжатия жидкой фазы а\ и минимум коэффициента термического сжатия твердой меди а2, следовательно, жидкая медь подвергается большей усадке, а твердая медь - меньшей;

минимальная твердость и максимальная теплопроводность облученной меди наблюдаются также при 10-минутной обработке жидкой фазы НЭМИ; теплопроводность возрастает в 1,5 раза, а твердость уменьшается на 2,7 единиц по НВ; коэффициент электросопротивления изменяется по зависимости, обратной теплопроводности;

максимальная плотность меди при 20 °С наблюдается при 10-минутной обработке жидкой фазы; при этом период кристаллической решетки «а» меди приобретет минимальное значение.

Аналогичные результаты получены при обработке расплава бронзы НЭМИ (рис. 5.21):

минимальные значения кристаллизационных параметров Гл, Гс и ri наблюдались при продолжительности обработки расплава, равной 15 мин;

при этом наблюдались максимальное уплотнение при кристаллизации бронзы А/Лс и минимальное уплотнение расплава Д7|200, ; в отличие от меди в

а-бронзе степень уплотнения расплава от 1200 °С до Гл незначительно уменьшалась;

коэффициент термического сжатия расплава сс\ имеет минимальное значение, а коэффициент а2, наоборот, максимальное при обработке расплава бронзы в течение 15 мин, кроме того, по абсолютной величине значения «1 больше, чем а2;

- продолжительность кристаллизации бронзы под воздействием НЭМИ увеличивается, в отличие от облученной меди, из-за расширения температурного интервала кристаллизации (Гс-Гл);

теплопроводность бронзы, облученной в жидком состоянии НЭМИ в течение 15 мин, возрастает в 2,0 раза, а твердость - в 1,24 раза;

максимальная плотность также наблюдается при 15-минутной обработке жидкой бронзы.

Жаростойкость и коррозионностойкость меди изменяется от продолжительности облучения жидкой фазы НЭМИ по экстремальной зависимости с максимумами этих показателей при 10 мин (возрастает жаростойкость в 1,25 раза и коррозионностойкость в 2,0 раза по сравнению с необлученной медью). Облучение расплава НЭМИ в течение 15 мин повышает жаростойкость 1,4 раза, а коррозионностойкость, наоборот, уменьшается в результате измельчения структурных составляющих (а + ô + Cu3iSn8) под воздействием на расплав НЭМИ.