Содержание к диссертации
Введение
1. Формирование обратного отбела в отливках из чугуна 6
1.1. Теоретические основы процесса кристаллизации чугуна 6
1.1.1 Диаграмма состояния системы железо-углерод 8
1.1.2 Кристаллизация первичных фаз 10
1.1.3 Кристаллизация эвтектики 13
1.2. Соответствие химического состава чугуна и его структуры 15
1.3. Влияние конфигурации отливки на скорость ее затвердевания 26
1.4. Возможные причины формирования внутреннего отбела 27
2. Расчет скорости затвердевания отливок различной конфигурации 51
2.1. Изменение скорости затвердевания по сечению цилиндрической отливки в сравнении с плоской отливкой 51
2.2. Влияние затвердевшего тонкого сечения отливки на более толстую часть в процессе ее затвердевания 64
2.3. Компьютерное моделирование процесса затвердевания отливок разного сечения в программе LVMFlow 68
3. Методика проведения экспериментов 74
3.1. Материалы для исследований и способы их приготовления 74
3.2. Подготовка образцов 77
3.3. Микроскопические исследования 77
3.4. Изучение механических свойств 78
3.5. Определение химического состава 78
4. Обратный отбел в отливках с цилиндрическим сечением 79
5. Обратный отбел в отливках с переменным сечением 95
6. Влияние примесных элементов на образование обратного отбела 101
7. Предлагаемые методы предотвращения образования обратного отбела 127
Выводы 128
Литература 129
- Диаграмма состояния системы железо-углерод
- Влияние затвердевшего тонкого сечения отливки на более толстую часть в процессе ее затвердевания
- Микроскопические исследования
- Обратный отбел в отливках с цилиндрическим сечением
Введение к работе
В настоящее время более двух третей от общего объема литья для машиностроения составляет чугунное литье. Это обусловлено хорошими литейными и эксплуатационными свойствами чугуна и низкой себестоимостью изготовления отливок из него. Кроме того, сейчас широко используется высокопрочный чугун с шаровидным графитом, временная прочность на разрыв которого составляет 500-1000 МПа.
Главной особенностью чугуна является то, что он представляет собой сплав металлов и неметаллов, причем если кремний находится в твердом растворе, то углерод может как выделятся в виде графита, так и формировать карбиды с различными металлами. Вследствие недостаточной изученности процессов, протекающих при кристаллизации чугуна, возникают сложности с получением необходимой структуры, а учитывая то, что одним из недостатков чугуна является сильная чувствительность его структуры к скорости
& -
охлаждения и химическому составу, незначительное изменение' технологических параметров может привести к резкому изменению его структуры и свойств. При этом формируется структура белого чугуна, то есть1 эвтектическая реакция протекает по метастабильной диаграмме, с образованием грубых карбидов. Механическая обработка отливок с отбелом затруднена, и они имеют худшие эксплуатационные характеристики. Исправление отбеленных отливок можно осуществить только высокотемпературным отжигом, что требует больших энергетических затрат. Устранение отбела позволит повысить качество и снизить себестоимость чугунного литья.
Причины образования поверхностного отбела, такие как химический состав чугуна и скорость охлаждения отливки в форме, изучаются достаточно давно и успешно. В то же время, на некоторых предприятиях в отливках периодически появляется так называемый обратный или внутренний отбел, что
выражается в получении отливки со структурой серого чугуна на поверхности и белого чугуна в центре. Данное явление изучалось достаточно мало, хотя многие исследователи упоминают о нем как об одном из видов аномальной структуры чугуна, однако экспериментальные и теоретические данные, приводимые этими исследователями, противоречивы и не позволяют точно ответить на вопрос, что является причиной обратного отбела. Связано это как с недостаточной изученностью строения жидкого чугуна и процессов, протекающих при его кристаллизации, так и с трудностями методического характера при проведении исследований, вследствие многообразия и сложности процессов, происходящих при охлаждении и кристаллизации чугунного расплава.
Настоящая работа ставит своей целью выявление основных причин возникновения обратного отбела, выявление качественных и количественных зависимостей вероятности образования обратного отбела от факторов на него влияющих, таких как химический состав и скорость охлаждения и выработке рекомендаций по его предотвращению.
Диаграмма состояния системы железо-углерод
Диаграмма, представленная на рисунке 1, изображает два крайних случая: истинно равновесное состояние с кристаллизацией углерода только в свободном состоянии в виде графита и условно равновесное метастабильное состояние с кристаллизацией углерода полностью в связанном состоянии в виде цементита.
На рисунке 1 использованы следующие обозначения: Ж - жидкость; 5 -железр-8; А - аустенит; Ф - феррит; ІД - цементит; Г - графит; АВСС - линия ликвидуса доэвтектических сплавов - начало выделения первичной фазы (аустенита) при кристаллизации; CD и CD - линии ликвидуса заэвтектических сплавов (начало выделения первичных фаз - графита или цементита - при кристаллизации); ECF и Е СТ - линии солидуса или эвтектические линии (конец выделения первичных фаз и кристаллизация эвтектики); ES и E S - линии сольвуса и выделения графита и цементита из аустенита; PSK и P S K - линии эвтектоидного превращения аустенита в феррит и графит или в перлит; PQ и P Q - линии сольвуса и выделения графита и цементита из феррита.
К чугунам относятся Fe-C сплавы с эвтектическим превращением, располагающиеся, следовательно, правее точек Е и Е диаграммы состояний. В зависимости от расположения по отношению к эвтектической точке (С и С) чугуны классифицируются на доэвтектические, эвтектические и заэвтектические. С увеличением содержания углерода в доэвтектических чугунах интервал кристаллизации уменьшается, в заэвтектических же чугунах он, наоборот, увеличивается. Конец кристаллизации чугунов всегда характеризуется эвтектическим превращением, так что в общем случае структура его состоит из первичной фазы (аустенита, графита или цементита) и эвтектики, называемой ледебурит [1]. 1.1.2 Кристаллизация первичных фаз
В зависимости от состава и характера кристаллизации чугуна первичными фазами его могут быть аустенит в случае доэвтектического состава и цементит или графит (пластинчатый или шаровидный) — в случае заэвтектического. Первичные фазы кристаллизуются непосредственно из пересыщенных жидких растворов, следовательно, в условиях сравнительно большой скорости конвективной диффузии и малого сопротивления среды, что создает благоприятные условия для их свободного развития [1].
На рисунке 2 представлены первичные фазы, образующиеся при кристаллизации чугунов. Первичный аустенит лучше всего выявляется в белом чугуне, где он ясно отделим от эвтектики и эвтектического аустенита (см. рисунок 2, а), но его можно также обнаружить в сером и высокопрочном чугуне. В процессе кристаллизации жидкий расплав на фронте кристаллизации обогащается углеродом, одновременно происходит диффузионный перенос углерода, как в жидкости, так и к направлении кристаллов аустенита.
Рисунок 2 - Первичные фазы в чугунах: а - первичный аустенит (X 100); б - первичный цементит (X 100); в - пластинчатый графит (X 100); г - первичный шаровидный графит (X 300) [1] Вследствие этого средняя концентрация углерода постепенно повышается в процессе кристаллизации. Однако в реальных условиях выравнивание состава происходит не до конца. Благодаря этому на фронте кристаллизации имеет место не только термическое, но и концентрационное переохлаждение и кристаллизация соответственно протекает при более низких температурах. По этой же причине в аустените развивается «прямая» внутрикристаллическая (дендритная) ликвация углерода и уменьшается несколько количество первичной фазы по сравнению с равновесной системой. Однако вследствие большой скорости диффузии углерода эти процессы ограничены. Аустенит кристаллизуется обычно в форме дендритов, характер которых сохраняется, несмотря на последующие процессы перекристаллизации. Каждый дендрит является монокристаллом, растет из своего центра, поэтому количество, а, следовательно, и размеры дендритов определяются числом зародышей, которое, в свою очередь, зависит от жидкого состояния металла и величины переохлаждения. Последняя при прочих равных условиях обусловливается скоростью охлаждения: чем больше скорость теплоотвода, тем больше объемная, а при данном числе зародышей и линейная скорость кристаллизации, и тем разветвленнее получаются дендриты. Если этим путем процесс кристаллизации не успевает следовать за скоростью теплоотвода, то температура понижается, переохлаждение увеличивается, и число зародышей возрастает, что ведет к размельчению дендритов. При этом далеко не все дендриты имеют одинаковые условия для роста. В наиболее благоприятных условиях в этом отношении находятся дендриты, главные оси которых располагаются вдоль теплового потока. Благодаря этому происходит частичное выклинивание одних дендритов другими, в особенности в наружных зонах отливок. В центральных частях отливок дендриты имеют более равномерную ориентацию. Количество и длина дендритов первичного аустенита возрастает с уменьшением содержания углерода и с увеличением переохлаждения, что ведет к созданию более прочного остова, в котором кристаллизуется эвтектика.
Характер выделения первичного аустенита по сечению отливки определяется типом кристаллизации. В случае песчаных форм кристаллизация чугуна протекает объемно, поэтому выделение аустенита и эвтектическое превращение происходят преимущественно последовательно. Выделение первичного аустенита в этом случае начинается практически одновременно по всему сечению и только после его завершения происходит кристаллизация эвтектики. В металлических формах кристаллизация носит более последовательный характер, однако и в этом случае волны обоих процессов накладываются друг на друга, так что эвтектическое превращение начинается в наружных слоях отливки до того, как кристаллизация первичного аустенита закончилась в центре. Характер кристаллизации зависит и от ряда других факторов, в частности, модифицирование, увеличивая число зародышей, способствует объемной кристаллизации.
При кристаллизации заэвтектического чугуна первичной фазой может быть цементит или графит в зависимости от скорости охлаждения, состава чугуна и других факторов. Выделения первичного цементита (см. рисунок 2, б), так же, как и первичного аустенита, хорошо различимы на фоне эвтектики (ледебурита). В этом случае жидкий расплав на фронте кристаллизации обедняется углеродом вследствие выделения высокоуглеродистой фазы. Это ведет к диффузионному переносу углерода по направлению к поверхности раздела «цементит—жидкость» или, что то же, к диффузии железа в обратном направлении от фронта кристаллизации вглубь жидкости. Вследствие неполноты диффузионного массопереноса и в этом случае в пограничном слое жидкости образуется градиент концентрации, а следовательно, и определенное концентрационное переохлаждение, что способствует дендритной кристаллизации цементита. И действительно, в зависимости от условий первичный цементит может кристаллизоваться в виде дендритов или пластин. Однако последние по существу также состоят из плоских дендритов, оси которых, разрастаясь, образуют монолитные пластины; ориентация и размеры этих пластин зависят от условий кристаллизации (наличия зародышей, скорости теплоотвода и других факторов).
Выделения первичного графита, как видно из рисунков 2, в и г, могут иметь пластинчатую или шаровидную форму. В первом случае они легко отличимы от эвтектического графита, который растет из самостоятельных центров (см. рисунок 2, в), во втором случае разграничить эти образования невозможно (см. рисунок 2, г), так как эвтектический графит кристаллизуется на первичном. Однако некоторое их разделение происходит иногда вследствие действия гравитационных или центробежных сил.
Влияние затвердевшего тонкого сечения отливки на более толстую часть в процессе ее затвердевания
В связи с тем, что тонкостенные элементы отливки и ряд элементов литниковой системы затвердевают раньше массивных частей отливки, возможно образование обратного отбела под действием захолаживающего действия таких элементов. Это связано с тем, что после затвердевания такой элемент продолжает отдавать в форму тепло, но за счет высокой теплопроводности металла он забирает тепло из массивной еще не затвердевшей части отливки, что приводит к повышенной скорости затвердевания в центральных областях отливки. В случае превышения критической скорости затвердевания, кристаллизация протекает по метастабильной диаграмме, что приводит к образованию обратного отбела. Таким образом, тонкостенные элементы отливки действуют как ребра радиатора, отводя тепло из сердцевины массивных элементов. Аналогичное воздействие могут оказывать и элементы литниковой системы примыкающие к телу отливки, особенно выпоры, так как они заполняются в последнюю очередь уже остывшим металлом.
Для того чтобы оценить подобное влияние были рассмотрены два варианта: вариант с переходом от тонкой стенки к толстой в продольном направлении, и вариант с перпендикулярно примыкающим к массивному элементу выпора цилиндрической формы.
Используя полученные выше зависимости несложно провести расчет скорости затвердевания в различных элементах отливки. Расчет скорости затвердевания плиты переменного сечения показал, что тонкая часть затвердевает раньше массивной и начинает действовать как металлический холодильник, от узкой части которого движется фронт кристаллизации, при этом он забирает достаточно большое количество тепла, вследствие чего скорость затвердевания в продольном направлении превышает скорость затвердевания в поперечном в несколько раз.
Данная формула позволяет определить скорость продольного затвердевания на различном расстоянии от места стыка, но необходимо учитывать, кроме продольного затвердевания будет иметь место и поперечное. Вследствие чего поперечный фронт кристаллизации и продольный на некотором расстоянии от места стыка сомкнутся.
В реальных отливках в тонких сечениях всегда имеется градиент температур, что уменьшает влияние данного фактора, но он все равно оказывает значительное влияние на процесс затвердевания отливки.
В случае с тонким цилиндрическим элементом, необходимо учитывать, что при равной с пластиной толщине он затвердевает быстрее и начинает оказывать влияние на расплав раньше. В тоже время отношение площади стыка к площади поверхности тонкого элемента для данного случая будет в 2 раза больше по сравнению с плоским элементом с такими же размерами. Поэтому цилиндрические элементы оказывают более сильное влияние на процесс затвердевания в цилиндрической отливке. Для открытого выпора это влияние усиливается за счет теплоотвода в воздушную среду с верхнего торца, как за счет конвекции, так и за счет излучения.
Также было проведено компьютерное моделирование отливок различной конфигурации в системе трехмерного моделирования литейных процессов LVMFlow. Работа данной системы основана на методе конечных разностей.
Метод конечных разностей (МКР) базируется на уравнениях в дифференциальной форме, при этом дифференциальные операторы заменяются конечно-разностными соотношениями различной степени точности. Как правило, они строятся на ортогональных сетках (прямоугольной, цилиндрической и т.д.). Это позволяет факторизовать операторы и свести решение многомерной задачи к последовательности одномерных задач, а значит, существенно упростить и ускорить решение общей системы уравнений.
В данном методе на область рассматриваемого тела наносится сетка линий, точки, пересечения которых называются узлами. Неизвестными в узлах считаются значения функций, относительно которых справедливы известные дифференциальные уравнения теплообмена.
Производные в дифференциальных уравнениях аппроксимируются приближенными алгебраическими формулами. Эти формулы называются конечно-разностными и неизвестными в них являются значения функций в узлах. Замена производных в дифференциальном уравнении конечно-разностными формулами приводит к системе линейных алгебраических уравнений. Граничные условия, содержащие производные, с помощью конечно-разностных формул также заменяются алгебраическими уравнениями. Решение системы линейных алгебраических уравнений позволяет найти распределение температуры в теле и изменения количества жидкой фазы.
Время затвердевания цилиндрической отливки Было проведено сравнительное моделирование затвердевания плиты толщиной 30 мм с шириной и высотой 200 мм и цилиндра такого же диаметра, высотой 200 мм. Моделирование проводилось для чугуна эвтектического состава марки СЧ 18 при заливке в сырую песчано-глинистую форму.
Результаты показали, что цилиндрическая отливка затвердевает быстрее плоской, но на плоскую отливку сильное влияние оказывают торцевые концы, вследствие чего фронт кристаллизации приобретает вытянутую эллипсовидную форму, что может приводить к ускорению затвердевания и плоских отливок. Данное явление очевидно будет зависеть от соотношения габаритных размеров отливки.
Так же было проведено моделирование отливки, представляющей собой плиту с установленными на ней цилиндрическими элементами различного диаметра. Рассматривалась заливка чугуна эвтектического состава марки СЧ 18 при заливке в сырую песчано-глинистую форму. Во втором варианте цилиндрические элементы помещались в стаканчики из экзотермической смеси. Для нейтрализации их захолаживающего действия.
На рисунке 26 а видно, что тонкие выпоры затвердели быстро, и по мере удаления от них скорость затвердевания уменьшается. Так же видно, что внутрь толстой части отливки входят выступы, характеризующийся высокой скоростью охлаждения. Это говорит о том, что в этих местах велика вероятность образования области ледобурита. На рисунке 26 5, где выпоры были помещены в экзотермические стаканчики, выступ наблюдается только возле самого тонкого выпора. А выпоры диаметром 10 и 15 мм затвердели примерно одновременно с плитой. Это говорит о том, что образование внутреннего отбела, при использовании экзотермических стаканчиков возможно только, если диаметр выпора меньше 10 мм.
Микроскопические исследования
Наличие и количественное распределение фаз производилось на микроскопе NEOPHOT-21 визуально, тип фаз уточнялся измерением микротвердости на микротвердомере ПМТ-3 вдавливанием алмазной четырехгранной пирамидки по ГОСТ 9450-76. При измерении доли ледебурита по сечению шлифа было проведено 8 секущих пересекающих шлиф через центр. Доля ледебурита определялась через каждые 5 мм с помощью окуляр-микрометра, затем рассчитывалось среднее значение для каждого расстояния от края образца.
Металлографический анализ цилиндрических образцов полученных из проб типа «ступенька» показал, что образцы, отлитые из низкокремнистого железоуглеродистого сплава имеют структуру половинчатого чугуна, с неравномерным распределением ледебурита по сечению образцов. Образцы диаметром 10 мм получились полностью отбеленными и металлографическому анализу не подвергались. Микроструктура образцов диаметром 20 мм представлена графитом пластинчатой формы со средней длинной пластин 30 мкм, перлитом и ледебуритом (перлитно-цементитной эвтектикой). Микротвердость фаз, измеренная на приборе ПМТ-3, соответствует справочным данным, и составляет для ледебурита 1100 HV и для перлита 400 HV. Характерная микроструктура образцов диаметром 20 мм приведена на рисунке 30.
В образцах диаметром 20 мм доля ледебурита максимальна в центральной части образца, затем к краю она снижается, достигая минимума на расстоянии 5 мм от края, после чего снова возрастает. Образцы, залитые с максимальным перегревом, имеют наименьшую долю ледебурита в структуре, что обусловлено прогревом формы при снятии перегрева и как следствие меньшей скоростью затвердевания этих образцов. Причем образцы, залитые при различных температурах, имеют близкие минимальные значения доли ледебурита, исключением являются образцы, залитые при температуре перегрева 1200С, что может быть вызвано близостью температуры заливки к температуре кристаллизации. По полученным данным были построены графики распределения ледебурита по сечению образца (рис. 31). Распределение графита по сечению образцов диаметром 20 мм Видно, что размер и объемная доля графита увеличиваются от края до расстояния 5 мм, а затем уменьшаются. Это, как и изменение объемной доли ледебурита, обусловлено изменением скорости затвердевания. Увеличение скорости затвердевания приводит к увеличению переохлаждения перед фронтом кристаллизации, в результате чего уменьшается коэффициент диффузии углерода, что приводит к кристаллизации по метастабильной диаграмме с выделением цементита вместо графита и измельчению графитовых включений.
Микроструктура образцов диаметром 30 мм аналогична образцам диаметром 20 мм. Значительно увеличился размер графита, до 100 мкм, и несколько изменилось распределение ледебурита. Характерная микроструктура образцов диаметром 20 мм приведена на рисунке 35.
В образцах диаметром 30 мм доля ледебурита также максимальна в центральной части образца, затем к краю она снижается, достигая минимума на расстоянии 5 мм от края, после чего снова возрастает. По полученным данным были построены графики распределения ледебурита по сечению образца (рис. 36). Видно, что образцы, залитые с меньшим перегревом, имеют в своей структуре несколько большее количество ледебурита. В отличие от 20 мм образцов разница в объемной доле ледебурита выражена более резко: на расстоянии 5 мм от края ледебурит практически отсутствует, а в центре образцов микроструктура представлена практически только ледебуритом.
Обратный отбел в отливках с цилиндрическим сечением
Характер зависимости объемной доли и размера графита совпадает с 20 мм образцами. Как видно из графиков, они имеют ярко выраженный экстремум на расстоянии 5 мм от края образца, совпадающий с экстремумом на графике распределения ледебурита, что может служить косвенным признаком постоянного содержания углерода в нем.
Для сравнения распределения микроструктуры ледебурита в образцах различного сечения на рисунке 41 в одних координатах были построены графики зависимости объемной доли ледебурита от расстояния от края образца. Видно, что доля ледебурита на поверхности образца для обоих диаметров одинакова, также одинакова она и на расстоянии 10 мм от края образца. Но необходимо учитывать, что для образца диаметром 20 мм это центральная область, а, как было показано выше, скорости затвердевания для образцов различных диаметров в центре должны быть близки. Кроме того, после снятия теплоты перегрева интенсивность теплоотвода с края образца и как следствие скорость затвердевания будет выше для образцов диаметром 20 мм. Таким образом, можно сделать вывод, что образец диаметром 30 мм в данном случае затвердевал быстрее образца диаметром 20 мм.
Твердость по сечению 30 мм образцов изменяется закономерно, чем выше доля ледебурита, тем выше твердость. Как видно из графика на рисунке 42 твердость максимальна в центральной части образца и минимальна на расстоянии 5 мм от края. Данные непосредственно с края образца не были получены вследствие сложности измерения из-за перекоса образца и близости отпечатка к краю.
Проведенный термический анализ образцов диаметром 40 мм показал изменение скорости охлаждения по сечению. На рисунке 43 показаны кривые охлаждения, снятые с края и в центре образца. Видно, что в жидком состоянии температуры равны, после достижения температуры кристаллизации эвтектики происходит температурная остановка по всему сечению образца. После окончания кристаллизации с края продолжается охлаждение вплоть до температуры эвтектоидного превращения, где происходит вторая остановка температуры, после которой следует дальнейшее охлаждение. В центре образца после окончания кристаллизации снижение температуры происходит более интенсивно, очевидно это связано с выравниванием температуры по сечению образца, и при температуре эвтектоидного превращения температуры в центре и с края снова сравниваются. После окончания эвтектоидного превращения, скорость охлаждения в центре опять выше и температуры стремятся выровняться по всему сечению.
Полученные результаты подтвердили изменение скорости кристаллизации по сечению цилиндрических отливок. Из полученных данных видно, что скорость охлаждения в центральной части отливки выше, чем с края. Наличие минимума на графике можно объяснить тем, что сначала скорость кристаллизации падает вследствие того, что уменьшение градиента температур металл-форма и теплопроводности формы превалирует над уменьшением площади фронта кристаллизации.
Второй минимум на графике объясняется эвтектоидным превращением, при котором также происходит остановка температуры. На некотором расстоянии от края образца влияние этих факторов взаимно компенсируется, а затем влияние уменьшения площади фронта кристаллизации начинает превалировать над влиянием уменьшения градиента температур и теплопроводности.
При заливке клиновых проб было обнаружено, что в изломе они имеют следующую структуру: тонкая часть клина отбелена насквозь, потом начинается зона серого чугуна, через центр которой по оси клина проходит отбеленная полоса, верх клина также полностью отбелен (рис.45).
Микроструктура клиновой пробы по сечению показана на рисунке 46. Хорошо видно изменение доли ледебурита по сечению образца. С края образца ледебурита достаточно много, затем его количество уменьшается и достигает минимума на расстоянии 5 мм от края, и затем снова начинает возрастать, достигая максимума в центре клина. Распределение ледебурита по сечению клиновой пробы показано на рисунке 47. Причиной подобного распределения ледебурита является ускоренный рост не в поперечном, а в продольном направлении тонкая часть клиновой пробы достаточно быстро затвердевает и начинает отводить тепло в форму от жидкого металла, действуя как своеобразный металлический холодильник. Вследствие чего, происходит
Также было выявлено, что в плоских отливках с переменных сечением возможно возникновение обратного отбела. На данном образце хорошо видно, наличие отбеленной структуры в центральной части толстой плиты, и отсутствие ее в тонкой части образца, что отражено на рисунке 49. Кроме того, металлографическим исследованием было установлено, что с края толстой плиты в структуре присутствует феррит, а графит имеет размер, превышающий размер графита в тонкой части в несколько раз. Это подтверждает, что толстая плита затвердевала медленнее тонкой, а после затвердевания последней оставшаяся жидкость кристаллизовалась по метастабильной диаграмме состояния с образованием ледебурита. Микроструктура подтверждает движение двух фронтов кристаллизации. Один фронт медленно движется перпендикулярно стенке формы с постепенным замедлением, подчиняясь закону квадратного корня..
