Содержание к диссертации
Введение
1. Обзор литературы и постановка задач исследования
1.1 Анализ эксплуатационных и физических свойств магнитотвердых материалов и постоянных магнитов
1.2 Анализ получения отливок из магнитных сплавов с равноосной, столбчатой и монокристаллической структурой 13
1.3 Анализ равновесной и неравновесной кристаллизации сплавов твердых растворов 16
1.4 Анализ процесса затвердевания отливок с различным характером кристаллизации 24
1.4.1 Затвердевания отливок из двухкомпонентных сплавов твердых растворов при кристаллизации через плоский фронт кристаллизации : 24
1.4.2 Затвердевания отливок из двухкомпонентных сплавов твердых растворов при кристаллизации через двухфазную область 29
1.5 Постановка задач исследования 33
2. Методика исследования
2.1 Исследуемые сплавы и их выплавка 34
2.2 Металлографические исследования 35
2.3 Дифференциально-термический анализ (ДТА) 36
2.4 Микрорентгеноспектральный анализ 36
2.5 Химический анализ : : 36
2.6 Электронная микроскопия 36
2.7 Гидростатическое взвешивание 37
2.8 Компьютерное моделирование 37
3. Теоретические и эксперимента лные исследования равновесной и неравновесной кристаллизации двух и трехкомпонентных сплавов твердых растворов
3.1 Теоретические и экспериментальные исследования кристаллизации двухкомпонентных сплавов твердых растворов 38
3.2 Теоретические и экспериментальные исследования кристаллизации трехкомпонентных сплавов твердых растворов
3.3 О некоторых закономерностях изменения коэффициентов распределения компонентов в трехкомпонентных системах 66
3.4 Механизм равновесной кристаллизации для трехкомпонентных систем с неограниченной растворимостью в твердом и жидком состоянии 67
3.5 Построение гипотетических двойных диаграмм состояния 82
3.6 Неравновесная кристаллизация 1 94
4. Особенности затвердевания отливок из сплавов твердых растворов с различным характером кристаллизации
4.1 Затвердевание отливок из сплавов твердых растворов при кристаллизации через плоский фронт кристаллизации і 106
4.2 Затвердевание отливок из сплавов твердых растворов при кристаллизации через двухфазную область 113
4.3 Влияние процессов кристаллизации и затвердевания на образование микропористости в литых заготовках 127
5. Усовершенствование технологии получения магнитов с равноосной и столбчатой структурой
5.1 Усовершенствование технологии получения шестнадцатиполюсного
магнита с равноосной и столбчатой структурой J 135
Общие выводы j 157
Литература
- Анализ получения отливок из магнитных сплавов с равноосной, столбчатой и монокристаллической структурой
- Дифференциально-термический анализ (ДТА)
- Теоретические и экспериментальные исследования кристаллизации трехкомпонентных сплавов твердых растворов
- Затвердевание отливок из сплавов твердых растворов при кристаллизации через двухфазную область
Введение к работе
Актуальность работы. Формирование и проведение национальной промышленной политики - необходимое условие создания экономики инновационного типа, построение которой предусмотрено Стратегией развития России до 2020 года. Эта политика направлена на поддержание стабильного роста российской промышленности, развитие науки в сфере промышленного производства, а также на повышение качества производимой промышленной продукции.
Большую долю в ответственных изделиях для различных отраслей промышленности составляют заготовки из металлических сплавов, которые, как правило, получают методом плавки и последующего затвердевания в форме, т.е. методом литья. Следовательно, получение высококачественных отливок, является весьма актуальной задачей. При этом под высококачественной отливкой понимают, в первую очередь, обеспечение в литых изделиях требуемых эксплуатационных свойств за счет создания необходимой микроструктуры в сплаве и макроструктуры в отливке, которые во многом задаются характером кристаллизации сплава, его составом и условиями затвердевания заготовки.
В ряде отраслей промышленности (электротехника, приборостроение, электроника и т.д.) применяются литые постоянные магниты, которые во многом определяют уровень современной техники. Эти литые постоянные магниты изготавливают из многокомпонентных сплавов на основе Fe-Co-Ni-Al-Cu-Ti (ЮНД, ЮНДК и ЮНДКТ), Fe-Co-Cr, Mn-Al-С. Наибольшее применение нашли магниты из сплавов ЮНДК и ЮНДКТ. Эти магниты обладают хорошим сочетанием магнитных свойств и высокой стабильностью к воздействию температуры и других внешних факторов. Это достоинство делает их незаменимыми для высокоточных приборов и ответственных электрических машин. Эти сплавы и технология изготовления литых заготовок были разработаны в середине прошлого столетия. Однако разработчики электрических машин и приборов постоянно совершенствуют магнитные системы и повышают требования к ним. При этом часто существующий уровень технологии не гарантирует получение требуемых эксплуатационных свойств постоянных магнитов.
При производстве литых заготовок возникают различные литейные дефекты (усадочные раковины и поры, трещины, дендритная неоднородность и т.д.) в связи с чем выход годных снижается, а стоимость готовой продукции повышается. Особенно это актуально при изготовлении постоянных магнитов сложной конфигурации с высокими магнитными свойствами, которые должны выдерживать различные внешние воздействия.
Так при производстве многополюсных звездообразных магнитов на Сарапольском электорогенераторном заводе не всегда удается получить требуемого качества литые заготовки и необходимый уровень магнитных свойств. При этом в заготовке явно наблюдаются литейные дефекты - усадочные раковины и поры, оксидные плены, горячие трещины.
В связи с вышесказанным актуальность настоящей работы весьма наглядна.
Разработку новых и усовершенствование существующих технологических процессов получения литых заготовок всегда необходимо начинать со
всестороннего анализа равновесной диаграммы состояния. Равновесная диаграмма состояния позволяет точно определить температуры фазовых переходов, изменение составов и массы существующих фаз при различных температурах, предсказать появление литейных дефектов, необходимые режимы плавки, заливки, охлаждения, термической обработки, чтобы не допустить появления этих дефектов.
Для многокомпонентных сплавов, к которым относятся и магнитные сплавы ЮНДК и ЮНДКТ построить равновесную диаграмму состояния невозможно, что значительно затрудняет разработку надежных технологических режимов плавки, заливки и термообработки. При этом в технической литературе очень мало данных о закономерностях равновесной и неравновесной кристаллизации трех-, четырех и многокомпонентных сплавов твердых растворов, что не позволяет наиболее рационально разрабатывать технологические режимы изготовления литых изделий из подобных сплавов.
Целью работы является повышение качества литых постоянных магнитов. Данная цель достигается решением следующих задач:
изучение равновесной и неравновесной кристаллизации двух и трехкомпонентных сплавов твердых растворов;
изучение влияния характера кристаллизации сплава на процесс образования микроструктуры сплава и макроструктуры отливок;
развитие теоретических основ получения отливок с равноосной, столбчатой и монокристаллической структурами;
установление зависимости величины микроликвации в сплаве от характера кристаллизации и макроликвации в отливках от условий затвердевания;
определение взаимосвязи образования микропористости от характера кристаллизации сплава и условий теплоотвода.
Научная значимость работы:
Установлено, что при равновесной кристаллизации трехкомпонентных сплавов твердых растворов при понижении температуры из существующей равновесной жидкой фазы за счет диффузионного распада образуются первоначально неравновесные жидкая и твердая фазы и сохраняется равновесная твердая фаза предыдущего состава, а диффузионное взаимодействие влечет за собой изменение всех неравновесных фаз для новой температуры по составу и массе, приводя систему в новое равновесной состояние для данной температуры.
Предложен способ исследования процесса равновесной и неравновесной кристаллизации многокомпонентных сплавов твердых растворов с помощью гипотетических двойных диаграмм состояния, в которых в качестве легирующего компонента по очереди принимается один из компонентов сплава, а за основу - сумма всех оставшихся.
Теоретически обосновано и экспериментально подтверждено, что в трехкомпонентных сплавов твердых растворов существуют области,
ограниченные изотермическими сечениями при температуре плавления среднеплавкого компонента, в которой равновесный коэффициент распределения среднеплавкого компонента может изменяться с к<1 в начале процесса, затем становится равным единице (к=1) при температуре плавления среднеплавкого компонента, а затем становится больше единицы (к>1) в конце процесса кристаллизации. Подобное изменение выявлено на сплаве Cu-Ni-Mn 4. Показано, что размер и строение переходной двухфазной области, в том числе и объём изолированной жидкости, кроме условий теплоотвода, в большей мере определяются степенью отклонения процесса от равновесной кристаллизации и величиной неравновесного интервала кристаллизации.
Практическая значимость работы заключается в следующем:
Усовершенствована технология получения шестнадцатиполюсного постоянного магнита с радиальной магнитной текстурой с явно выраженными полюсами для высокоэффективного генератора;
Предложены режимы получения литых постоянных магнитов с радиальной столбчатой структурой для многополюсных постоянных магнитов.
Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуждены на следующих
научно-технических и научно-практических конференциях: конференции по особо
чистым материалам (Суздаль, 2004); на XV международной конференции по
постоянным магнитам (Суздаль, 2005); на 14 International Metallurgical & Materials
«Metal 2005» (Чехия, 2005); на IV Международной научной конференции
«Кинетика и механизм кристаллизации. Нанокристаллизация.
Биокристаллизация». (Иваново, 2006); на I Международной конференции «Функциональные наноматериалы и высокочистые вещества». (Суздаль, 29 сентября - 3 октября 2008 г.); на XVII Международной конференции по постоянным магнитам. (Суздаль 21-25 сентября 2009 г.); конференция «Прогрессивные литейные технологии» (Москва, МИСиС, 2009); на заседаниях кафедры (2005-2009 гг.).
Публикации. По результатам диссертационной работы опубликовано 10 научных работ в журналах и сборниках трудов российских и международных научно-технических конференций, в том числе две в журналах, рекомендованных ВАК; подана заявка на патент РФ.
Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, 5 глав и общих выводов. Диссертация изложена на 192 страницах машинописного текста, включая приложение на 21 страницах, и содержит 56 рисунков, 31 таблиц, а также список литературы из 102 наименований.
Анализ получения отливок из магнитных сплавов с равноосной, столбчатой и монокристаллической структурой
Найденные выражения позволяют обсуждать условия существования плоского фронта кристаллизации. Если имеют место неравенства 1.10, 1.11, любой случайно возникший выступ на плоском фронте попадает своей вершиной в область меньшего переохлаждения. Поэтому линейная скорость роста на вершине должна снизиться, и общий плоский фронт «догонит» вершину выступа, т.е. выступ исчезнет. Таким образом, рассматриваемые неравенства являются условиями существования плоского фронта кристаллизации. Затвердевание сплавов в условиях контролируемого плоского фронта кристаллизации используется на практике при выращивании монокристаллов и для получения однородных или, наоборот, неоднородных образцов контролируемого состава.
Двухфазная область возникает следующим образом [34]. Вначале в расплаве, а затем в затвердевающей отливке задается градиент температур. При этом внутренние области, где температура еще не достигла ликвидуса сплава или находится на уровне ликвидуса, являются жидкими. Наружные области, где температура опустилась ниже солидуса, перешли в твердое состояние. Между внутренними и наружными областями находится промежуточная область, ограниченная изотермами ликвидуса и солидуса сплава. В этой области происходит кристаллизация. Указанная область перемещается от поверхности вглубь отливки. Наличие такой области является главной характерной чертой процесса затвердевания отливок, определяющей многие их свойства, в том числе и макроструктуру. Эту область называют двухфазной, или переходной. Величина переходной области зависит от температурного интервала кристаллизации сплава, от интенсивности передачи тепла в системе: отливка — литейная форма. Чем интенсивнее отвод тепла, тем меньше ширина переходной области.
Переходную область в общем случае можно разделить на две части -жидкотвердую и твердожидкую [5] (рис. 1.5). Жидкотвердой называют переднюю часть переходной области, примыкающую к изотерме ликвидуса, где количество твердой фазы настолько мало, что не возникает единый каркас из кристаллов. Твердожидкая часть переходной области расположена в задней ее части и примыкает к изотерме солидуса. В этой части имеется единый каркас из сросшихся кристаллов. Многие свойства литых заготовок, в первую очередь пористость и неоднородность, а также макроструктура связаны с размерами переходной области. В общем случае стремятся обеспечить, возможно, меньшие размеры этой области, главным образом, путем усиления теплоотвода литейной формой, а также за счет уменьшения температурного интервала кристаллизации сплава.
Строение переходной двухфазной области, т.е. распределение в ней жидкой и твердой фаз, определяется распределением температуры в переходной области и характером кристаллизации сплава. Рассмотрим строение переходной двухфазной области в отливке, получаемой из разных сплавов со , имеющих одинаковый равновесный температурный интервал кристаллизации (рис. 1.5). Примем, что к рассматриваемому моменту затвердевание происходило путем роста столбчатых кристаллов. Примем также, что в переходной области наблюдается линейная зависимость температуры от расстояния, причем градиент температуры Вов всех случаях одинаков.
Если бы имела место равновесная кристаллизация, то в принятых условиях переходные области в отливках в случаях а,в,г на рис. 1.5 были бы равными по размерам. Их строение будет также одинаковым, если коэффициенты распределения второго компонента в соответствующих системах равны и постоянно меняются от ликвидуса до солидуса в рассматриваемых сплавах идентичным образом. На рис. 1.5 а,в,г представлен именно такой случай, где коэффициент распределения меньше единицы. В связи с этим темп кристаллизации сплавов велик вблизи ликвидуса и мал вблизи солидуса. Поэтому массовая доля твердой фазы интенсивно нарастает в передней части переходной области, а с приближением температуры к солидусу интенсивность этого процесса снижается. В задней части переходной области жидкая фаза имеет вид каналов и включений в обширных участках твердой фазы. Очевидно, что в рассматриваемых случаях жидкотвердая часть переходной области по объему меньше, чем твердожидкая.
Для развития столбчатой структуры такое строение переходной области достаточно благоприятно. Дополнительные кристаллы, мешающие росту столбчатых кристаллов, могут возникать в переохлажденных слоях расплава,
Дифференциально-термический анализ (ДТА)
Как известно получение литой металлической заготовки непосредственно связано с процессом кристаллизации металлического расплава. Следовательно, процесс кристаллизации существенно предопределяет образование структуры и соответственно свойств металлического изделия. Как было отмечено существующие теоретические положения и практические результаты часто не позволяют объяснить появление в сплавах новых фазовых составляющих, различных дефектов в микроструктуре, а это приводит к существенному понижению эксплуатационных свойств литой заготовки.
Прежде чем изучить процесс кристаллизации реальных сплавов целесообразно рассмотреть эти процессы на условной диаграмме состояния А-В с прямыми линиями ликвидуса и солидуса (рис.3.1). На этой диаграмме выбраны три сплава, химический состав которых приведен в таблице 3.1.
Из полученных результатов видно, что сплавы С1 и СЗ имеют одинаковые равновесные интервалы кристаллизации (65С), но различные неравновесные интервалы, 625С и 110С соответственно. Темп кристаллизации на ликвидусе у сплава С1 составляет іл = -0,03 С-1, а на солидусе іс= -0,0022 С"1; у сплава СЗ составляет іл = -0,022 С-1 и іс= -0,025 С"1. Т.е. при кристаллизации сплава С1 большая доля твердой фазы выпадает вблизи ликвидуса, а при кристаллизации сплава СЗ - вблизи солидуса. У сплава С1 величина Мрасп составляет 0,83, а
Мяз = 0,17, а для сплава СЗ величина Мрасп составляет 0,37, а Мю = 0,63. Сравнение показателей кристаллизации сплавов С1 и СЗ позволяет сделать следующее заключение. Сплав С1 более склонен к равновесной кристаллизации, чем сплав СЗ. Сплав С2 имеет большой равновесный интервал кристаллизации характеризуется следующими показателями: іл = -0,003 С"1, іс=- 0,0068 С"1, М=-0,54 "С"1, Мв=-0,46С-1. A 10 ЗО 50 0/0 70 90 В Рис. 3.1 Диаграмма состояния системы А-В Процессы кристаллизации исследовали на сплавах системы Bi-Sb, диаграмма состояния которой показана на рис.3.2. На этой диаграмме были выбраны пять сплавов, химический состав которых приведен в табл.3.3.
Из полученных результатов видно, что сплавы С1 и С2, а также СЗ и С4 обладают одинаковыми равновесными интервалами кристаллизации, 100 С и 60 С, соответственно. При этом темп кристаллизации на ликвидусе (і,) у сплава С1 составляет -0,11 С"1, а на солидусе (ic) -0,012 С-1. У сплава СЗ темп кристаллизации на ликвидусе (і,) сплава составляет -0,11 С"1, а на солидусе (іс) - 0,01 С"1. Это значит, что большая часть твердой фазы кристаллизуется вблизи линии ликвидус. А темп кристаллизации на ликвидусе (іл) у сплава С2 составляет -0,007 С-1, а на солидусе (іс) -0,015 С"1, темп кристаллизации на ликвидусе (і,) у сплава С4 составляет -0,008 С"1, а на солидусе (іс) -0,03 С"1. Это значит, что большая часть твердой фазы кристаллизуется вблизи солидуса. У сплава С1 величина Мрасп составляет 0,71, а Мю - 0,29, для сплава СЗ величина
Мрасп составляет 0,75, а Мет - 0,25; для сплава С2 величина Мряси составляет 0,31, а Мет - 0,69, для сплава С4 величина М составляет 0,28, a Mg3 - 0,72. Сравнение показателей кристаллизации сплавов С1 и СЗ, а также С2 и С4 позволяет сделать следующее заключение. Сплавы С1 и СЗ более склонны к равновесной кристаллизации, чем сплавы С2 и С4. Сплав С5 имеет большой равновесный интервал кристаллизации и характеризуется следующими показателями: іл = 0,0125, іс= 0,015, М = 0,525, Mej= 0,475. t г
Двойная диаграмма Bi-Sb [64] с отмеченной на ней линиями неравновесного ликвидуса и солидуса Экспериментальные исследования процессов кристаллизации сплавов системы Bi-Sb заключались в определении: температур начала и конца кристаллизации , а также в определении зависимости размера дендритной ячейки от скорости охлаждения.
Температуры начала и конца кристаллизации для сплавов системы Bi-Sb определяли с помощью ДТА.
На рис.3.3 представлены дифференциальные кривые охлаждения образцов трех сплавов системы Bi-Sb. Точка S на кривой соответствует началу процесса плавления (температура солидуса), точка L - окончанию процесса плавления (температура ликвидуса).
Типичные кривые охлаждения образца сплава CI (15%Bi-85%Sb) (а), СЗ (10%Bi-90%Sb) (б) и С5 (50%Bi-50%Sb) (в) системы Bi-Sb Проведенные исследования показали, что температуры начала кристаллизации практически совпадают с температурами ликвидуса сплавов на диаграмме состояния. Температуры конца кристаллизации всех сплавов отличаются от температур равновесного солидуса. Это объясняется тем, что во всех сплавах наблюдается неравновесная кристаллизация.
Следует отметить, что результаты, полученные при ДТА, подтверждаются показателями кристаллизации исследуемых сплавов. Так в работе [64] авторы наблюдали уменьшение температуры равновесного солидуса. Таким образом, кристаллизация сплавов С1 и СЗ в меньшей степени отклоняется от равновесного развития. Это подтверждается и результатами ДТА (см. табл.3.5) и показателями кристаллизации: величина М больше, чем Мяз. Такое соотношение между этими величинами показывает, что кристаллизация в меньшей степени отклонится от равновесного развития [34]. Кристаллизация сплавов С2 и С4 в большей степени отклоняется от равновесных условий, что подтверждается и соответствующими результатами ДТА и показателями кристаллизации: величина М меньше, чем Мвз.
Средний размер дендритных ячеек (dcp) является одной из важных характеристик сплава [34,65-68]. Он отражает многие процессы, происходящие при кристаллизации. По изменению среднего размера ячеек можно судить о степени неравновесности условий кристаллизации [5]. Другим фактором, влияющим на изменения dcp, является скорость охлаждения сплава в интервале кристаллизации. Величина размера дендритной ячейки обратно пропорциональна скорости охлаждения [67,68]. В настоящих исследованиях экспериментально определяли зависимость среднего размера дендритных ячеек от скорости охлаждения в интервале кристаллизации для сплавов системы Bi-Sb. Исследования проводили на сплавах, указанных в табл.3.3.
Дендритную структуру сплавов выявляли на поперечных шлифах, после охлаждения с заданной скоростью в интервале кристаллизации и последующей закалки в воде. Микроструктура некоторых сплавов показана на рис. 3.4.
Теоретические и экспериментальные исследования кристаллизации трехкомпонентных сплавов твердых растворов
Для изучения кристаллизации трехкомпонентных сплавов используют изотермические сечения. На этих сечениях без экспериментов или специальных расчетов определить положение конод, связывающих составы сосуществующих фаз, довольно затруднительно. Поэтому проследить процесс равновесной и неравновесной кристаллизации тройных сплавов очень сложно. По той же причине оказываются неизвестными равновесные коэффициенты распределения компонентов, что не позволяет предсказать развитие микронеоднородности после неравновесной кристаллизации.
Для решения подобных задач при исследовании трехкомпонентных и более сложных сплавов можно предложить следующий способ: строить участки гипотетических двойных диаграмм состояния, в которых за основу сплава принимаем сумму всех компонентов, кроме одного, который и считается легирующим компонентом. Число подобных участков гипотетических двойных диаграмм оказывается равным числу компонентов в сплаве. На гипотетических двойных диаграммах состояния по вертикальной оси обозначаются реальные температуры в пределах интервала кристаллизации от ликвидуса до солидуса сплава. На горизонтальной оси указывают содержание одного из компонентов («легирующего» в данном случае) в жидкой и твердой фазах в ходе равновесной кристаллизации рассматриваемого сплава. На рис.3.10 показан способ построения такой гипотетической диаграммы состояния для сплава Со (по рис.3.6), содержащему 71,4%А, 11,5% В, 17,1% С. За легирующий принят компонент А. Температуры плавления компонентов приняты равными te =600, tc =100, tA =300 (С), температуры ликвидуса и солидуса данного сплава равны 340С и 260С, соответственно.
На рис. 3.10а представлено изменение состава жидкой (1)и твёрдой (s) фаз при равновесной кристаллизации сплава. На рис.3.1 Об показана гипотетическая диаграмма сплава в координатах «температура» - «содержание а) В
Рис. ЗЛО Пример построения гипотетической двойной диаграммы для сплава С2
(71,4%А-11,5%В-17,1%С) компонента А». В начале кристаллизации от температуры ликвидуса (340С) до 300С содержание компонента А в твёрдой фазе меньше, чем в жидкой, следовательно, коэффициент распределения этого компонента меньше единицы. При 300С конода становится параллельной стороне ВС концентрационного треугольника, и содержание компонента А в жидкой и твёрдой фазах оказываются одинаковыми, равными 71,4%. Это означает, что коэффициент распределения компонента равен единице.
При дальнейшем понижении температуры содержание компонента А в твёрдой фазе становится больше, чем в жидкой, коэффициент распределения компонента А оказывается больше единицы. Эти изменения коэффициента распределения компонента А очень наглядно представлены на гипотетической двойной диаграмме, на рис.3.106.
Исходя из вышеизложенного можно построить гипотетические двойные диаграммы для четырех ранее рассмотренных сплавов системы А-В-С.
На рис. 3.11 представлены гипотетические двойные диаграммы для сплавов 6%А-20,7%В-73,3%С И 71,4%А-11,5%В-17,1%С. На этих диаграммах показаны температуры ликвидуса (t 7) и солидуса (tc).
На рис. 3.11,а представлена гипотетическая двойная диаграмма, в которой легирующим компонентом является компонент А, а основой сплава сумма содержаний В и С. При каждой температуре в интервале кристаллизации легко определить состав жидкой и твердой фазы по компоненту А, а, следовательно, и его равновесный коэффициент распределения.
С понижением температуры твердая и жидкая фаза обедняются этим компонентом, равновесный коэффициент распределения при этом изменяется в пределах от к =2,71 в начале процесса до к = 6,1 в конце. На рис. 3.11,6 представлена гипотетическая двойная диаграмма, в которой легирующим компонентом является компонент В, а основой сплава сумма содержаний А и С. 14 &-20.8 Гипотетические двойные диаграммы состояния для трехкомпонентных сплавов С1(6%А-20,7%В-73,3%С) и Ч (71,4%А-11,5%В-17,1 %С)
На рис. 3.11,в представлена гипотетическая двойная диаграмма, в которой легирующим компонентом является компонент С, а основой сплава сумма содержаний А и В.
С понижением температуры и твердая и жидкая фаза обогащаются этим компонентом, при этом равновесный коэффициент распределения молибдена изменяется значительно от к = 0,47 в начале процесса до к = 0,8 в конце.
На этих гипотетических двойных диаграммах также нанесены пунктирные линии, которые показывают неравновесные составы жидкой (сжл-) и твердой фаз (сшк„), образованные после первого этапа кристаллизации - диффузионного распада равновесной жидкой фазы, взятые из результатов расчета. На рис. 3.11,г показано изменение масс жидкой и твердой фаз для рассматриваемого сплава в интервале кристаллизации.
На рис. 3.11 также представлены гипотетические двойные диаграммы для сплава 71,4%А-11,5%В-17,1%С, в которых легирующими компонентами являются компонент А (рис. 3.11, д), В (рис. 3.11, е), С (рис. 3.11,ж), а основой сумма содержаний двух оставшихся компонентов. При каждой температуре в интервале кристаллизации легко определить состав жидкой и твердой фазы по легирующему компоненту, а, следовательно, и его равновесный коэффициент распределения.
С понижением температуры и твердая и жидкая фаза обедняются этим компонентом, равновесный коэффициент распределения изменяется в пределах от кф = 2,36 в начале процесса до к = 2,77 в конце. Исходя из вышеизложенного, построили гипотетические двойные диаграммы для четырех ранее рассмотренных сплавов системы V-W-Mo. На рис. 3.12 представлены гипотетические двойные диаграммы для сплава 76,8%V-6,5%W-16,7%Mo. На этих диаграммах показаны температуры ликвидуса (t.7= 2200С) и солидуса (tc=2035C).
Затвердевание отливок из сплавов твердых растворов при кристаллизации через двухфазную область
Для случая равновесной кристаллизации. При температуре выше ликвидус данного сплава расплав находится в однородном жидком состоянии и его состав равен со. При понижении температуры на 20С ниже ликвидуса сплава из жидкости состава со образуется слой твердой фазы состава 4%Bi +96%Sb, а жидкость принимает состав равный 19%Bi + 81%Sb. При этом доля выпавшей твердой фазы составляет -0,33. При понижении температуры еще на 30С выпадает новый слой твердой фазы и происходит изменение прежней твердой фазы до нового состава 6%Bi +94%Sb, а жидкость соответственно принимает состав 28%Bi +72% Sb. При этом общая доля выпавшей твердой фазы составляет -0,56, а жидкая 0,44. При дальнейшем понижении температуры продолжают выпадать новые слои твердой фазы разного состава в соответствии с равновесной диаграммой состояния и происходит изменение составов прежде образовавшейся твердой фазы. Состав твердой фазы ниже температуры tc.P. равен составу со (15%Bi и 85%Sb). При данной схеме направленного управляемого затвердевания при каждой температуре в интервале кристаллизации будет иметься равновесный слой жидкой и твердой фаз. В случае неравновесной кристаллизации. При температуре выше ликвидус данного сплава расплав находится в жидком состоянии и его состав равен со. При понижении температуры на 20С ниже ликвидуса сплава из жидкости состава со образуется слой твердой фазы состава 4%Bi +96%Sb, а жидкость принимает состав равный 19%Bi + 81%Sb. При этом доля выпавшей твердой фазы составляет -0,33. Т.е. первый шаг соответствует равновесной кристаллизации. При понижении температуры еще на 30С выпадает новый слой твердой фазы состава 6%Bi + 94%Sb и массы 0,26%, а жидкость соответственно принимает состав 28%Bi +72% Sb. Общая доля выпавшей твердой фазы составляет -0,59%, а жидкая 0,41. При дальнейшем понижении температуры продолжают выпадать новые слои твердой фазы разного состава в соответствии с равновесной диаграммой состояния, которые в силу принятых условий (D= 0) свой состав не изменяют. Последний; слой твердой фазы образуется практически при температуре tmi,Bi и имеет состав близкий к компоненту Bi (99%Bi +l%Sb). Таким образом, образуется ствол дендрита неоднородного состава по сечению от центра к границе, т.е. образуется дендритная ликвация;
Для случая равновесной кристаллизации жидкость и выпавшие кристаллы всегда имеют равновесный состав для каждой температуры, в интервале. кристаллизации. Соответственно при направленном управляемом затвердевании отливки при равновесной кристаллизации должна быть образована в конечном итого однородная кристаллическая: структура сплава твердого раствора.
В реальных условиях при кристаллизации сплава равновесия- не наблюдается; Часто диффузия даже в жидкой фазе не реализуется полностью, а диффузия в твердой фазе бывает полностью подавлена; Соответственно; кристаллы неоднородным:; распределением компонентов, по сечению. В результате затвердевания отливкш образуется- кристаллы с неоднородной? структурой;твердого раствора, т.е; внутренняя.часть каждого кристалла сплава системы Bi-Sb будет обогащена, тугоплавким компонентом, а наружные слои оказываются обогащенными легкоплавким компонентом - висмутом; Т.е. возникает дендритная ликвация, которую можно.устранить гомогенизирующим отжигом. Причем дендритная ликвация будет, тем больше, чем меньше в сплаве: легкоплавкого компонента.
Влияние характера кристаллизации сплавов на образование микропористости в литых заготовках. Усадочная микропористость в литых заготовках из металлических сплавов является наиболее часто встречаемым литейным дефектом, который в значительной степени понижает эксплуатационные свойства готовых изделий. Основной причиной образования усадочной пористости принято считать наличие в затвердевающей отливке переходной двухфазной области, которая всегда существует при наличии интервала кристаллизации у сплавов и приводит к образованию изолированных (без возможности подпитки) участков жидкости. Принято считать [4,5,84-87], что чем шире величина равновесного интервала кристаллизации, тем более развитая поучается усадочная пористость влитых заготовках при равных условиях теплоотвода. В работах [88-90] были проведены теоретические исследования влияния темпа кристаллизации на образование переходной двухфазной области в направленно затвердевающих отливках и показано, что наиболее широкая двухфазная область и соответственно большая микропористость должны образовываться в отливках из сплавов, расположенных ближе к основе легкоплавкого компонента в системах непрерывных твёрдых растворов или к составу эвтектики. В работах [91-92] теоретически и экспериментально было установлено, что размеры и строение переходной двухфазной области в литой заготовке при наличии температурного градиента в большей степени определяются степенью отклонения от равновесной кристаллизации, которая зависит от характера кристаллизации сплава и величины неравновесного интервала кристаллизации.
