Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Строение расплава чугуна и условия его термодинамической стойчивости 13
1.1. Кластерная структура расплавов 13
1.1.1. Развитие представлений о структуре жидких металлов 13
1.1.2. Фрактальные кластеры и физика открытых систем 15
1.1.3. Свойства фрактального кластера 16
1.2. О строении жидкого чугуна 20
1.3. Фуллерены — основа структурирования жидкого чугуна 23
1.3.1. Развитие науки о фуллеренах 23
1.3.2. Роль фуллеренов в железоуглеродистых расплавах 24
1.3.2.1. Структура малых кластеров углерода 24
1.3.2.2. Фуллерены 27
1.3.2.3. Фрактальные структуры углерода 34
1.3.3. Развитие теории субмикрогетерогенного строения жидкого чугуна 37
1.3.4. Химия фуллеренов и оценка влияния поверхностно-активных элементов 40
1.3.5. Фуллерены и теории строения жидкого чугуна 44
1.3.6. О терминологии 45
1.4.Условия термодинамической устойчивости расплава чугуна 47
1.4.1.Давление пара углерода как корреляционная термодинамическая ункция описания состояния железоуглеродистого расплава 47
1.4.2.Общие условия термодинамической устойчивости системы 48
1.5. Оценка состояния системы при искривленных поверхностях раздела 50
1.5.1. Форма гомогенного зародыша 50
1.5.2. Условия термодинамического равновесия при наличии поверхности раздела фаз 54
1.6. Условия равновесия Fe-C-расплавов по давлению пара углерода 56
1.6.1. Подсистема углеродная наночастица — расплав 56
1.6.2. Подсистема расплав - пар 57
1.6.3. Термодинамические условия равновесия в железоуглеродистых расплавах 58 Выводы по лаве 1 60
Глава 2. Давление пара углерода в железоуглеродистых расплавах 63
2.1. Расчет давления пара углерода над жидкими железоуглеродистыми асплавами 63
2.1.1. Термодинамика давления пара углерода 63
2.1.2. Термодинамическая активность и давление пара углерода 64
2.1.3. Расчетный метод определения давления пара углерода ад кристаллическим графитом 65
2.1.4. Расчет некоторых зависимостей на основании давления пара углерода 66
2.1.5. Расчет давления пара углерода в подсистеме глеродная наночастица - расплав 71
2.1.6. Расчет давления пара углерода в подсистеме расплав - пар 72
2.2. Расчет размеров углеродных наночастиц в расплаве чугуна 76
2.2.1. Расчет критического радиуса углеродной наночастицы 76
2.2.1.1. Расчет критического радиуса углеродной наночастицы на основании анных о свободной энергии системы 76
2.2.1.2. Расчет радиуса углеродной наночастицы как критического зародыша рафита через давление пара углерода над насыщенным расплавом угуна. 79
2.2.1.3. Гипотеза о зарождении графита в расплавах чугунов на одложках кристаллов лонсдейлита 82
2.2.1.4. Три механизма зародышеобразования графитной фазы в асплаве чугуна 87
2.3. Расчет равновесных углеродных наночастиц в расплаве чугуна 88
2.3.1. Методика расчета размеров равновесной углеродной наночастицы 88
2.3.2. Графики зависимостей термодинамических и ермокинетических параметров расплава чугуна 91
2.4. Компенсирующие процессы в Fe-C-расплаве при нарушении остояния равновесия по давлению пара углерода 93
2.4.1. Поведение в расплаве чугуна фазы углеродных наночастиц 93
2.4.2. Изменение поверхностного натяжения 94
2.4.3. Влияние поверхностно-активных элементов 95
2.4.4. Термовременная обработка расплава чугуна 96
2.5. Оценка поведения Fe-C-расплавов с учетом давления пара углерода 98
2.5.1. Общее состояние системы 98
2.5.2. О «коллоидной» теории строения расплава чугуна 99
2.5.3. О спели в чугунах 99
2.5.4. Эффект длительности графитизирующего модифицирования 101
2.5.5. Поверхностное натяжение 102
2.5.6. Явление наследственности шихтовых материалов 103
2.5.7. Влияние магния 103
2.5.8. О стабилизации цементита в Fe-C-расплавах под лиянием внешнего давления 104
2.6. Термодинамические условия кластерного образования центров рафитизации в расплаве чугуна 105
2.6.1. Идентификация структурных элементов в расплаве чугуна 105
2.6.2. Уровень давления и температур существования углеродных аночастиц на основе фуллеренов 107
2.6.3. Размеры фуллеренов, кластеров и углеродных наночастиц 112
2.6.4. Расчет действительных размеров углеродных наночастиц в расплаве чугуна на сновании экспериментально определенных диапазонов давления и температуры 113
2.7. Форма углерода в расплаве чугуна и давление пара углерода 119
2.8. Неравновесный фазовый переход и влияние флуктуации на формирование иссипативных структур в жидком чугуне 122
Выводы по главе 2 126
Глава 3. Переохлаждение и поверхностное натяжение Fe-C-расплавов 129
3.1. Обзор влияния поверхностного натяжения 129
3.2. Обзор влияния переохлаждения 130
3.3. Поверхностное натяжение как критерий модифицирования 131
3.4. Переохлаждение на поверхности раздела зародыш - расплав 133
3.4.1. Влияние переохлаждения на зародышеобразование 133
3.4.2. Расчет переохлаждения на границе раздела углеродная аночастица - расплав 135
3.4.3. Графики определения переохлаждения на границе раздела углеродная наночастица - асплав в зависимости от радиуса наночастицы как критического зародыша графита 139
3.4.4. Конституционное переохлаждение 141
3.4.5. Переохлаждение при модифицировании чугуна 142
3.4.6. Расчет температуры расплавления графитного кристалла зависимости от его размеров 144
3.5. Роль поверхностного натяжения в зародышеобразовании 145
3.5.1. Межфазная поверхностная энергия кристаллического графита 150
3.5.2. Оценка влияния различных элементов на равновесие давления пара углерода через оверхностное натяжение и коэффициент диффузии 156
3.5.3. Зависимость поверхностного натяжения на границе раздела углеродная наночастица - асплав от радиуса наночастицы и кристаллографических плоскостей графита 159
Выводы по главе 3 164
Глава 4. Кристаллизация графита в чугуне 167
4.1. Кристаллизация пластинчатого графита 167
4.1.1. Развитие представлений о характере кристаллизации ластинчатого графита 167
4.1.2. Проблемы кристаллизации пластинчатого графита 175
4.2. Кристаллизация шаровидного графита 177
4.2.1. Развитие представлений о характере кристаллизации аровидного графита 177
4.2.2. Основные формы макро-, микро- и наноструктуры шаровидного графита 178
4.3. Некоторые вопросы термодинамики кристаллизации графита 182
4.3.1. Условия термодинамического равновесия кристалл графита - расплав 183
4.3.2. Взаимосвязь химических потенциалов углерода при кристаллизации графита 187
4.3.3. Поверхностное натяжение при кристаллизации графита 188
4.3.4. Термодинамика роста кристалла пластинчатого графита 189
4.3.5. Модель роста пластинчатого графита 192
4.3.6. Механизм роста кристалла шаровидного графита 195
4.3.6.1. Роль магния в формировании шаровидного графита 195
4.3.6.2. О строении графитного глобуля 199
4.3.7. Различные механизмы «компактирования» графитной азы в чугунах и графитизированной стали 203
4.3.8. Модели зародышеобразования графита 205
Выводы по главе 4 207
Глава 5. Термокинетика встречного модифицирования чугуна 209
5.1. Термокинетическое влияние на процессы кристаллизации чугуна лементов Va и Via подгрупп 209
5.2. Эффекты встречного модифицирования 214
5.2.1. Эффект первый 215
5.2.2. Эффект второй 215
5.2.3. Эффект третий 215
5.2.4. Эффект четвертый 216
5.2.5. Эффект пятый. 216
5.3. Технологические схемы встречного модифицирования 217
5.3.1. Последовательный ввод модификаторов по схеме А—>Г 217
5.3.2. Последовательный ввод модификаторов по схеме Г—>А. 217
5.3.3. Одновременный ввод модификаторов по схеме А+Г 217
5.4. Практическое применение встречного модифицирования 218
5.4.1. Модифицирование по схеме А—»Г 218
5.4.2. Модифицирование по схеме Г—»-А 219
5.4.3. Модифицирование по схеме А+Г 220
5.5. Обработка чугунов высокой эвтектичности встречным модифицированием 223
5.6. Обработка ковких чугунов с компактной формой графита стречным модифицированием 225
Выводы по главе 5 228
Глава 6. Экспериментальные исследования 207
6.1. Экспериментальное подтверждение наличия в расплаве чугуна центров ристаллизации графита 229
6.2. Экспериментальные исследования механизма графитообразования 234
6.3. Радиальная структурная составляющая в графитных глобулях сокопрочного чугуна 244
6.4. Исследование изменения строения графитной фазы при изотермической ыдержке чугуна 247
6.5. Исследование и синтез соединения ВігТез 256
6.6. Микроструктура ковких чугунов с компактным графитом повышенной прочности и ластичности 265
6.6.1. Общая характеристика нового типа чугуна 265
6.6.2. Технические и технологические характеристики нового типа чугунов 268
6.6.3. О влиянии серы 269
6.6.4. О влиянии висмута и теллура 271
6.6.5. Формирование графитной фазы в новом типе чугуна 274
6.6.6. Ферритные ковкие чугуны 277
6.6.7. Перлитно-ферритные и перлитные ковкие чугуны 281
6.6.8. Стабильно-половинчатые чугуны, легированные медью, ерой и хромом 283
Выводы по главе 6 288
Глава 7. Промышленные исследования 290
7.1. Изготовление отливок радиаторных ниппелей 290
7.2. Внедрение авторского свидетельства №922154 Способ модифицирования серого чугуна» на ПО «Кургансельмаш» 292
7.3. Изготовление деталей ткацкого оборудования 293
7.4. Изготовление поршневых колец 295
7.5. Безотходная технология в медно-никелевом производстве 297
7.6. Изготовление опорных роликов в конвейерах с подвесной лентой 299
7.7. Внедрение встречного модифицирования ваграночного чугуна при изготовлении рмозных дисков на ОАО «Волгодизельаппарат» 308
7.8. Внедрение технологии встречного модифицирования на АО «Новозыбковский станкостроительный завод» 309
Выводы по главе 7 312
Общие выводы 315
Список литературы 318
Приложения
- О строении жидкого чугуна
- Компенсирующие процессы в Fe-C-расплаве при нарушении остояния равновесия по давлению пара углерода
- Переохлаждение на поверхности раздела зародыш - расплав
- Кристаллизация шаровидного графита
Введение к работе
Структурообразование в литейных графитизированных чугунах определяется многочисленными факторами, из которых к наиболее существенным следует отнести термодинамическое и термокинетическое влияние химических элементов, как входящих непосредственно в химический состав чугуна, так и вводимых в чугун при его модифицирующей и легирующей обработки.
Термодинамические факторы влияния различных химических элементов на структурообразование в графитизированных чугунах исследовано достаточно полно в многочисленных трудах целой плеяды ученых литейщиков и металловедов (К.Вагнер, Дж.Н.Льюис, М.Хиллерт, Дж.Эллиот, К.П.Бунин, Н.Г.Гиршович, А.А.Жуков, Г.И.Сильман, Р.Л.Снежной, Б.П.Бурылев, Я.Н.Малиночка, Ю.Н.Таран, А.А.Жуховицкий, Л.А.Шварцман, В.М.Голод, К.Д.Савельев, Е.А.Васильев, И.Г.Неижко, О.С.Комаров и др.).
Изучение влияния поверхностно-активных элементов (ПАЭ), и, прежде всего элементов Va - Via подгрупп таблицы Менделеева, таких как висмут, теллур, кислород, хлор, сера, олово, сурьма, магний затруднены по причине наличия у ряда элементов слабого термодинамического влияния при проявлении существенных кинетических эффектов, связанных с их поверхностной активностью.
Несмотря на обширный экспериментальный и теоретический материал по изучению кинетических и поверхностных явлений при затвердевании металлов и сплавов (М.К.Флемингс, Дж.Кристиан, Б.Чалмерс, Я.И.Френкель, В.И.Данилов, А.А.Вертман, А.М.Самарин, Л.С.Даркен, Р.В.Гурри, С.И.Попель, Г.Ф.Баландин, Б.Б.Гуляев, В.А.Васильев, И.В.Куманин, И.В.Салли, Е.С.Филлипов, Г.М.Лепинских, Ф.Н.Тавадзе и др.) и исследованию влияния ПАЭ на изменение поверхностного натяжения, вязкости, смачиваемости железоуглеродистых расплавов (Б.А.Баум, О.А.Есин, Б.П.Бурылев, Г.В.Тягунов, В.М.Мильман, Ю.В.Найдич, В.Н.Андронов, В.И.Ниженко, Л.И.Флока, П.П.Пугачевич, П.П.Арсентьев и др.), в настоящее время не установлена единая корреляционная связь и механизм влияния ПАЭ как на изменение структурного состояния железоуглеродистых расплавов, так и на структурообразование в графитизированных чугунах при их кристаллизации.
Наиболее полно исследованы поверхностно-активные эффекты в специфической, но в близкой к железоуглеродистым расплавам области, синтезе алмазов из графита в присутствии жидкометаллических катализаторов (В.Б.Федоров, М.Х.Шоршоров, Д.К.Хакимов, В.И.Костиков, А.Н.Варенков, Я.Л.Калашников, А.В.Курдюмов, Н.В.Новиков и др.).
Сложность проблемы исследования влияния ПАЭ на структурное состояние железоуглеродистых расплавов, а, следовательно, и на формирование кристаллизующихся фаз, заключалось в многообразии теорий, моделей и
взглядов на структурное состояние расплава чугуна. Все существующее многообразие воззрений на структурное состояние расплава чугуна сводится к трем теориям или моделям, ставшими классическими: «коллоидная» теория (А.А.Вертман, А.М.Самарин, Д.П.Иванов, Е.М.Щукин); «цементитная» или карбидная теория (В.М.Залкин, А.А.Шейко и др.); «полимеризационная» теория (Жуков А.А., Снежной Р.Л., Гиршович Н.Г., Давыдов СВ.). Данные теории были ограничены в своем развитии, как и любая другая общая теория строения жидких металлов и сплавов. Это ограничение заключалось в структурной основе всех жидких металлов и сплавов - кластере, который, имея некую постулируемую заранее внутреннюю структуру, одновременно не имел фазовой границы раздела с окружавшим его маточным расплавом.
В принципе, поверхностные эффекты имеют место, когда ПАЭ осаждаясь на фазовой поверхности раздела, изменяют свойства данной поверхности, что непосредственно проявляется на изменении свойств системы и в первую очередь на изменении ее внутренней структуры. В случае кластера, с его «подвижной границей раздела», проявление поверхностных эффектов не наблюдалось бы, однако экспериментальные данные свидетельствуют о противоположном.
Несмотря на то, что «коллоидная» теория допускала наличие фазовой границы раздела графит - расплав и адсорбцию ПАЭ на графите, «цементитная» теория хемосорбцию ПАЭ на карбидном кластере, а «полимеризационная» теория сшивание ПАЭ углеродных макромолекул, выводы о влиянии ПАЭ на структурообразование в графитизированных чугунах было прямо противоположными. В этом случае причина разногласий коренилась не в самих теориях, а в отсутствии единой общей теории на строение жидких металлов и сплавов, и, в частности, расплава чугуна.
Современными актуальными задачами в области генезиса, теории и практики получения, обработки и применения литейных материалов являются: модели реальных расплавов и взаимосвязь свойств жидких и твердых сплавов; теория и основные принципы разработки составов сплавов с заданными свойствами; теория, механизмы и закономерности явления металлургической и структурной наследственности в системе «твердое - жидкое - твердое»; новые технологии плавки, литья и модифицирующей обработки литых материалов; прогнозирование и управление структурой литых материалов, с целью получения требуемого комплекса свойств, через знание и управления структурой жидкого металла; использование прямых или косвенных данных о структуре и свойствах расплавов для объяснения явлений, наблюдаемых при структурообразовании в литых материалах. В этом плане оценка взаимосвязи влияния ПАЭ на структурообразование в графитизированных чугунах через влияние ПАЭ на структуру расплава чугуна приобретает актуальное значение. Практика литейного производства и материаловедения однозначно показывает - такая связь существует, и ее раскрытие является важнейшей практической задачей современного литейного материаловедения.
Наиболее остро данные проблемы стоят перед теорией и практикой литейного материаловедения чугунного литья. Разнообразие современных теорий жидкого состояния чугуна определяется уникальностью углерода — элемента с широчайшим комплексом свойств, которые проявляются самым удивительным и неожиданным образом.
Одним из таких проявлений необыкновенных свойств углерода стало открытие в 1985 году фуллеренов - замкнутых молекул, в которых все атомы углерода находятся на сферической или сфероидальной поверхности.
Были получены фуллерены в конденсированном кристаллическом состоянии - фуллериты, легированные фуллериты открыли новый класс углеродных материалов - фуллеридов. Фуллерены были обнаружены практически в любом углеродсодержащем веществе - от космической пыли до углеродных волокон. На основе фуллеренов получили фуллереновую плазму и открыли сверхпроводимость фуллеренов.
Настоящей сенсацией в литейном материаловедении стало открытие фуллеренов в чугунах и сталях. Установлено, что фуллерены образуются как при выплавке доменного чугуна, так и при выплавке литейных сталей и чугунов. Более того, экспериментально подтверждено участие фуллеренов в процессах структурообразования и фазовых превращениях. Фуллерены выделены химическими методами из твердых железоуглеродистых сплавов, определено их количество и они наблюдаются в структурах чугунов и сталей с применением прямых методов исследования.
Одним из свойств фуллеренов, которое кардинально изменяет взгляды на структуру жидкого чугуна, является наличие физической поверхности раздела фуллерен - расплав со всеми термодинамическими параметрами, присущими фазовым поверхностям раздела. Фуллерены относятся к так называемым фрактальным кластерам, как единичным элементам, создающим фрактальные структуры вещества, и в первую очередь, формирующих структурную основу расплавов. В настоящее время образование фрактальных кластеров обнаружено практически у всех жидких металлов.
В связи с открытием фуллеренов и развитием химии фуллеренов применительно к сталям и чугунам, наиболее актуальными вопросами теоретических и экспериментальных исследований в области чугунов в настоящее время являются вопросы разработки методов термодинамического анализа железоуглеродистых расплавов с учетом наличия в жидком чугуне фуллеренов, а также их влияния, как на структурообразование в графитизированных чугунах, так и на процессы модифицирования, и особенно, на структурообразование железоуглеродистого расплава
Кластерная теория строения расплавов не может в полной мере раскрыть механизм влияния и воздействия поверхностно-активных элементов (ПАЭ) на процессы структурообразования как в твердом, так и в жидком состоянии. Если есть ПАЭ, с одной стороны, то с другой стороны, они должны осаждаться на поверхности раздела фаз. Кластер, по определению, не имеет
поверхности раздела, связан с маточным расплавом, и его невозможно выделить из системы. Наличие поверхности раздела у фуллеренов и углеродных наночастиц на основе фуллеренов, которые обладают всеми свойствами, присущими фазам с поверхностью раздела, открывает возможности объяснения целого ряда явлений при модифицировании и кристаллизации расплавов чугуна.
Таким образом, фуллереновая природа жидкого чугуна дает возможность с иных позиций оценить влияние на структурообразование в графитизированных чугунах таких поверхностно-активных элементов, как сера, кислород, висмут, теллур, сурьма, магний, всегда вызывающих пристальное внимание специалистов и ученых в области литейного материаловедения.
Целью настоящей диссертационной работы является разработка метода термодинамического анализа железоуглеродистых расплавов с расчетом давления пара углерода и с учетом наличия поверхности раздела углеродный кластер (в том числе и фуллерен) — расплав для теоретических исследований фундаментальных связей состава и строения чугунов на наноуровне (масштаб углеродных макромолекул и кластеров), субмикроуровне (масштаб углеродных наночастиц) и микроуровне (масштаб структурно-свободного графита), а также для изучения термодинамических, термокинетических и физико-химических закономерностей, протекающих на границах раздела углеродный кластер (фуллерен) — расплав и углеродная наночастица - расплав, определяющих процессы формирования и кристаллизации графитной фазы в графитизированных чугунах под влиянием ПАЭ и с участием тензоактивных неметаллических включений.
Задачи диссертационной работы. 1 .Теоретическое обоснование использования давления пара углерода для разработки метода термодинамического анализа железоуглеродистых расплавов. 2.Разработка метода термодинамического расчета давления пара углерода и
его применение для различных составов чугунов и температур расплава. 3.Разработка расчетного метода определения критических размеров углеродных наночастиц (зародыша графита) и равновесных включений графита, а также условий их образования с учетом давления пара углерода и наличия поверхности раздела углеродный кластер (фуллерен) -расплав. 4.Исследование закономерностей изменения поверхностного натяжения под влиянием ПАЭ на границе раздела углеродный кластер (фуллерен) - расплав и углеродная наночастица - расплав в зависимости от протекающих физико-химических процессов, а также влияния поверхностного натяжения на механизм графитообразования в расплаве чугуна. 5.Рассмотрение термодинамических условий кристаллизации пластинчатого и шаровидного графита с разработкой моделей и механизмов формирования
графитных включений и их сопоставление как с вновь выполненными, так и с ранее проведенными экспериментальными исследованиями.
б.Экспериментальные исследования по закалке расплавов чугуна с целью выявления особенностей строения расплавов чугуна и условий структурообразования графита при его кристаллизации.
7.Проведение экспериментальных и теоретических металловедческих исследований формирования шаровидного и пластинчатого графита в чугунах, а также компактного графита, образующегося в процессе графитизирующего отжига.
8.Дальнейшее развитие термодинамической теории графитизации на основе методов химических потенциалов, активностей и давления пара углерода.
Научная новизна диссертационной работы.
1 .Разработана методика термодинамического анализа железоуглеродистых
расплавов с учетом давления пара углерода и поверхности раздела
углеродный кластер (фуллерен) - расплав, позволяющая рассчитывать
давление пара углерода над железоуглеродистыми расплавами как функцию
температуры и концентрации углерода. Расчет величины давления пара
углерода необходим для определения критических размеров углеродных
наночастиц как гомогенных потенциальных зародышей графита и его
гетерогенных зародышей, образующихся на тензоактивных
неметаллических включений. Давление пара углерода является термодинамической функцией, связывающей изменение структуры железоуглеродистого расплава на нано- и субмикроуровне (макромолекулы, кластеры, фуллерены, наночастицы) с изменениями свойств и структуры системы на микроуровне (кристаллы структурно-свободного графита).
2.Получила дальнейшее развитие субмикрогетерогенная теория
полимеризации растворенного углерода в расплаве чугуна. Показано, что
фуллерен является структурной элементарной основой железоуглеродистого
расплава, определяющей формирование диссипативных
самоорганизующихся иерархических структур углерода в зависимости от энергетических условий существования расплава. Рассмотрены базовые процессы структурирования расплава чугуна по температурной шкале. Установлена фрактальная структура графитных глобулей.
З.На основании термодинамического анализа и с учетом процессов структурирования углерода в расплаве чугуна разработаны модели кристаллизации пластинчатого и шаровидного графита, которые подтверждены экспериментальными исследованиями. Теоретически и экспериментально подтверждена гетерогенная кристаллизация графита на неметаллических тензоактивных включениях, как в жидком, так и в твердом состоянии чугуна.
4.На основании данных о давлении пара углерода разработана методика расчета радиуса равновесного включения графита в зависимости от уровня поверхностного натяжения расплава, степени насыщения расплава
углеродом и температуры расплава. Теоретически рассчитаны величины переохлаждения на границе раздела углеродная наночастица - расплав и получены зависимости поверхностного натяжения на этой границе от радиуса критического зародыша графита. Установлена прямая зависимость поверхностного натяжения от степени переохлаждения.
5.На основании структурной иерархии жидкого чугуна и характера
взаимодействия ПАЭ с углеродными кластерами (фуллеренами) и
наночастицами разработана теория нового метода инокуляции чугунов —
встречного модифицирования на основе комплексной обработки расплава
чугуна сильными «отбеливателями» типа Ві, Те и их соединением Ві2Те3, а
также серой, другими ПАЭ и, одновременно, сильными инокуляторами, типа
ферросилиций. Разработана технология синтеза соединения Ві2Те3,
определена его плотность и плавкость с уточнением диаграммы состояния сплавов системы Ві -Те.
б.На основании использования соединения Ві2Те3 и разработанной теории
жидкого состояния чугуна создана принципиально новая группа
конструкционных чугунов, обладающих уникальным комплексом
технологических, функциональных, физико-механических и
эксплуатационных свойств. В эту группу входят ковкие чугуны с сокращенным режимом отжига, высокопрочные чугуны с компактной формой графита, а также стабильно-половинчатые чугуны с регулируемым количеством графитной и карбидной фаз.
7.Для выявления тонкой структуры компактных и шаровидных включений графита разработан метод ультразвукового травления микрошлифов. Подтверждена модель М.Ямамото о существовании трудно выявляемой на микрошлифах «радиальной составляющей» шаровидного графита и ее роль в формировании структуры глобулей.
Практическая ценность диссертационной работы.
1.Создана принципиально новая группа конструкционных чугунов, обладающая уникальными технологическими, функциональными, физико-механическими и эксплуатационными свойствами. В эту группу входят ковкие чугуны с сокращенным режимом отжига. Отличительными признаками данных чугунов являются: вторая стадия графитизации при отжиге белого чугуна, отбеленного соединением Ві2Те3 совместно с серой, заменена охлаждением чугунов с регулируемой скоростью; наличие компактно-сфероидального графита отжига, количество и распределение которого регулируется режимами термической обработки; весь цикл отжига белого чугуна на ковкий протекает при Т =1123...1223К и занимает, в зависимости от температуры и типа микроструктуры, всего 0,5...3,0 ч; чугун обладает повышенным комплексом механических свойств, высоким уровнем антифрикционных и износостойких свойств, а также обрабатываемости резанием. Другой тип сплавов - стабильно-половинчатые чугуны, в которых форма, размер и распределение графитной и цементитной
фаз в матрице чугуна определяются режимами кристаллизации металла, термической обработкой и типом легирования. Базовые составы чугунов, как объекты интеллектуальной собственности, защищены российскими патентами.
2.Разработана технология встречного модифицирования чугунов различных типов. Основное достоинство данной технологии - это улучшение комплекса физико-механических свойств чугуна за счет оптимизации морфологии графитной фазы. Другим преимуществом встречного модифицирования является подавление плохих наследственных свойств жидкого исходного металла при отсутствии надлежащего качества шихтовых материалов и условий выплавки. Расход Bi2Te3 крайне мал - тысячные или сотые доли процента. Его усвояемость высокая из-за того, что плотность Ві2Те3 несколько выше, чем у жидкого чугуна, и модификатор «тонет» при его присадке в ковш. Модификатор Ві2Тез и способ встречного модифицирования, как объекты интеллектуальной собственности, защищены российскими патентами.
3.Данные по исследованию соединения Ві2Те3 вошли в описание диаграммы Ві -Те в новое справочное издание по диаграммам состояния двойных металлических систем в 3-х томах под общей редакцией академика РАН Н.П.Лякишева (1996 г).
4.Новые типы чугунов и технология встречного модифицирования внедрены и опробованы на многих предприятиях при изготовлении различных отливок.
5.Из новых типов чугунов изготавливают опорные ролики катания для конвейеров нового поколения — конвейеров с подвесной лентой. Технические решения использования новых типов конструкционных чугунов в конвейерах, как объектов интеллектуальной собственности, защищены российскими патентами.
б.Разработана простая и дешевая технология синтеза соединения Ві2Те3 для его промышленного применения, что дает возможность многим предприятиям изготавливать данное соединение непосредственно в лабораториях литейных цехов или центральных заводских лабораториях.
7.Предложено использование отходов медно-никелевого производства (медно-сернистый «промывочный» чугун, выплавляемый из «хвостов» медно-никелевого производства) в качестве комплексного модификатора и ферросплава при получении чугунов нового типа, что дает значительную экономию при замене чистой меди в литейном производстве и улучшает экологическую обстановку в результате безотходного использования ценного сырья из хранящихся отвалов шлаков.
8.Апробированный метод ультразвукового травления графита на микрошлифах достаточно прост и значительно расширяет возможности тонких исследований микроструктуры металлов и сплавов непосредственно в условиях металлографических лабораторий предприятий и на специализированных кафедрах в высших учебных заведениях.
О строении жидкого чугуна
Знание о строении жидкого состояния чугунов и других промышленных сплавов является определяющим фактором в развитии современных технологических процессов обработки сплавов.
Жидкий чугун относится к открытым термодинамическим системам и знание о его структуре чрезвычайно важно для целенаправленного управления всем комплексов свойств конструкционных чугунов, а также для разработки эффективных методов модифицирования.
Результатом развития представлений о носителях структуры жидкого чугуна стало создание большого количества разнообразных моделей структурного состояния железоуглеродистых расплавов.
К структурным элементам жидкого чугуна относят ионы углерода, цепочные полимерные соединения, ареновые комплексы [27-29], различные образования углерода от пластинчатых слоев графита и полиаренов до поли-эдранов, бакиболов (фуллеренов), карбидов различного типа [30,31], причем, карбиды металлов нестабильны [32] и имеют различный тип упаковки [33]. Упоминаются, как структурные элементы жидкого чугуна, различные типы микрогруппировок, кластеров и комплексов [29-34], однако их строение не конкретизируется. Установлено [35], что графит испаряется в виде молекул углерода следующего состава: С; Сї, Сз , С4; С5; Сб; Cj, причем соотношение молекул в паре углерода над твердым графитом определяется как С : Сг : Сз : С4:С5= 1,0 :2,8 :4,5 :0,35 :0,5. О важности данного направления в области литейного производства свидетельствовала прошедшая VI Международная научно-практическая конференция «Генная инженерия в сплавах», основные доклады которой были опубликованы в [36]. целом, из всего известного многообразия структурных моделей жидкого чугуна можно выделить три модели или теории, ставшие классическими: . "Коллоидная" теория, согласно которой в жидком чугуне содержатся микрочастицы кристаллического графита, как результат диспергирования структурно-свободного графита жидким расплавом чугуна на основе проявления эффекта Ребиндера. . "Карбидная" теория, согласно которой в жидком чугуне присутствуют железоуглеродистые группировки карбидного типа. . "Полимеризационная" теория определяет структуру жидкого чугуна как субмикрогетерогенную, на основе ареновых комплексов, образующих в результате поэтапной полимеризации углерода иерархические структуры.
В обзоре [34] представлены и многие другие модели и воззрения на структуру жидкого чугуна (квазикристаллические, кластерные, квазихимические и др.).
В существующих взглядах на структуру жидкого состояния чугуна присутствует общий характерный признак, ограничивающий их развитие: статичность носителей структуры жидкого чугуна. Все многообразие свойств чугуна пытаются объяснить с позиций одной или нескольких, не изменяющихся структурных форм углерода или его комплексов.
В последнее время на основании кластерной теории строения расплавов (в старом ее понимании) и классических теорий строения чугуна появились теории-симбиозы.
Б.Ф.Трахтенберг и В.И.Крестьянов разработали [37,38] модифицирование III рода на основе физической модели «наследственности» жидкого чугуна. Согласно данной модели, в процессе расплавления «формируется своеобразный достаточно равномерно рассеянный «смог» субмикродисперсных кластерно-коллоидных фрагментов» [37]. Данный "смог" и является модификатором III рода. Собственно модифицирование III рода является «автокатали-тичским» процессом, протекающим без присадки дополнительных модифицирующих веществ. Авторы [37,38] утверждают, что "в режиме автомодифицирования, работа преобразования кластеров в центры кристаллизации близка к работе формирования двумерных зародышей, в то время как в модифицированных расплавах она больше, что обусловлено необходимостью формирования трехмерного зародыша".
Таким образом, модификатор III рода отличается тем, что является автокаталитическим - формируется самопроизвольно в жидкой фазе в виде кла-стерно-коллоидного «смога», как продукта расплавления шихты, который мо
дифицирует расплав самостоятельно, без дополнительной присадки стандартных модификаторов.
Согласно «генетической» теории В.И.Никитина [39], в жидкой фазе сохраняются определенные структурные образования, унаследованные от шихты. Носителем наследственности выступают дисперсные частицы в расплаве, которые "являются геном структурной информации шихтового материала".
И.В.Гаврилин активно развивает теорию динамической микронеоднородности в жидких литейных сплавах [40-42]. И.В.Гаврилин утверждает, что формирование свойств и структуры жидких литейных сплавов определяется вещественной (ВК) и пространственной (ПК) компонентой. Вещественная компонента — кластеры и атомы. Пространственная компонента — межкластерные нанообъемы пространства.
По модели И.В.Гаврилина, жидкие металлы и литейные сплавы состоят из небольших (103 ед.) группировок атомов — кластеров, образовавшихся при плавлении и совершающих непрерывные колебания. Наряду с колеблющимися кластерами в расплаве существуют нанообъемы пространства или межкластерные разрывы межатомных связей шириной до 0,1 нм, возникающие и исчезающие в результате расхождения и сближения кластеров в процессе их колебаний [40]. Причем, указанные нанообъемы есть "физическое пространство, обладающее свойствами вакуума" [40].
В своих последних работах В.М.Залкин придерживается традиционной концепции существования в расплаве чугуна упорядоченных карбидопо-добных цементитных областей [43,44].
Модернизированную "коллоидную" теорию, в которой кристаллизационный механизм зарождения графита заменяется неким коагуляционным механизмом, разработали Е.И.Марукович и В.Ю.Стеценко [45,46].
А.В.Вахобов и М.М.Хакдодов [47] для описания структуры расплавов вводят биологические понятия. Они считают [47], что в жидких расплавах за счет локального изменения параметров среды возможно формирование эффекта памяти у образующихся мелкодисперсных частиц со структурой дальнего порядка. Формирование мелкодисперсных частиц протекает по следующей схеме. В результате взаимодействия атомных или молекулярных частиц в процессе "снижения температуры расплава формируется новое вещество — эмбрион - первоисточник и носитель генетической информации", который отвечает за возникновение всего комплекса свойств будущего твердого кристаллического тела. В дальнейшем, в процессе эволюции при последующем снижении температуры, эмбрионы собираются в комплексы (кластеры) и их число достигает 200...300 ед. в каждом кластере. Эти кластеры, со структурой, соответствующей структуре твердой фазы на стадии формирования дальнего порядка и являются дозародышами или мелкодисперсными частицами. При достижении сверхкритических размеров дозародыши развиваются в кристаллы.
Вышеизложенное показывает, что, несмотря на современные фундаментальные знания о строении материи и вещества (см. раздел 1.1.), открытии новой аллотропной модификации углерода — кластеров углерода или фуллеренов, развития теории фрактальных кластеров как основы структурированного строения вещества, возникновения и развитии теории фрактальных диссипа-тивных структур в неравновесных системах на базе новых представлений о кластерах, продолжают создаваться экзотические теории строения жидкого чугуна, не выходящие за рамки сложившихся теорий. Ни "гены", ни "вакуумные щели", ни "эмбрионы" экспериментально не найдены, а вот фуллерены и прочие кластеры не только выделены в чистом кристаллическом виде, но и работают в нанотехнологиях [16,20,21].
Развитие теории фрактальных кластеров и создание новых нанотехно-логий на их основе, а также открытие фуллеренов, определили новые подходы в развитии субмикрогетерогенной теории строения жидкого чугуна на базе полимеризации углерода [27-31].
Компенсирующие процессы в Fe-C-расплаве при нарушении остояния равновесия по давлению пара углерода
При перегреве чугуна возрастает давление пара углерода (см. раздел 2.1.4. и табл.2-1). Рост давления пара углерода вызывает уменьшение размера фазы углеродных наночастиц (рис.2-5), что связано со стремлением системы достигнуть метастабильного состояния равновесия в изменившихся условиях.
При более высокой температуре, для установления равновесного состояния, системе необходимо вырастить более крупные наночастицы для компенсации повысившегося давления пара углерода (рис.2-17). Таким образом, чтобы достичь равновесного состояния при высоких температурах, в расплаве должен протекать процесс агрегатирования (слипания) наночастиц, что было показано в разделе 1.2.3.
Если бы в системе не было фазы наночастиц, то при равновесии в системе давление пара углерода (см. табл.2-3) было бы одинаковым в любой точке системы. С появлением фазы наночастиц в расплаве чугуна возникает дополнительная компонента давления, связанная с поверхностным натяжением. Возникновение дополнительного давления в системе приводит ее в неравновесное состояние, и в ней начинаются компенсирующие процессы, стремящиеся вернуть систему к состоянию равновесия. Согласно выражениям (1-6), (1-19) и (1-29), такими компенсирующими процессами в системе являются процессы увеличения размеров фазы наночастиц, обеспечивающих снижение давления (с ростом о) или уменьшением давления за счет растворения возникающих наночастиц, если из размеры меньше критических (с падением о), что и показывают графики на рис.2-17.
Очевидно, что растворение наночастиц осуществляется в нестационарном процессе при высоких значениях разности химических потенциалов и происходит намного интенсивнее, чем рост равновесных наночастиц, для которого необходимо более длительное время. Вопрос заключается в следующем — как долго система будет приходить в данное равновесие и сопоставимо ли время для перехода системы в равновесие с реальным технологическим временем выплавки и обработки чугуна?
Рост или агрегатирование фазы наночастиц не может протекать безконечно, и ограничен состоянием системы при насыщении. Фактически, равновесное состояние системы определяется тремя параметрами: давлением (размер фазы углеродных наночастиц, а, следовательно, поверхностным натяжением), температурой и химическим потенциалом углерода. Верхним температурным пределом развития процессов роста фазы наночастиц в равновесном процессе является температура насыщения (см. табл.2-3) и размер равновесного размера на-ночастицы Rrp является предельным для данных условий. С ростом температуры начнется его растворение и переход углерода в раствор, с понижением температуры - рост графита и его кристаллизация.
Следует учитывать, что в зависимости от наличия тех или иных компонентов чугуна фаза углеродных наночастиц может либо стабилизироваться, расширяя температурный интервал своего существования, либо дестабилизовать-ся. В работе Б.А.Баума [88] впервые предпринята попытка установления температурных границ существования различных форм углерода в расплаве промышленных чугунов, что подтверждается также настоящими исследованиями.
Растворение графитоидной фазы увеличивает концентрацию углерода в расплаве. Известно [74-76,83,89], что углерод снижает а расплава чугуна. Следовательно, повышение а за счет уменьшения размера фазы углеродных наночастиц будет компенсироваться снижением уровня а за счет роста концентрации углерода в расплаве чугуна, причем этот фактор будет преобладать (рис.2-18).
Следует, однако, отметить, что если перед перегревом система находилась в равновесном состоянии, то изменение температуры не должно приводить к росту а, скорее, наоборот, к ее плавному снижению. В этом случае, с ростом температуры повышение а, вызванное уменьшением размера частиц, будет полностью компенсировано снижением уровня а из-за перехода части углерода в расплав при растворении углеродных наночастиц и распадом других структур на их основе.
Политермы поверхностного натяжения чугунов плавно снижаются с ростом температуры (рис.2-20,а). При длительной выдержке чугунов (рис.2-20,5) поверхностное натяжение остается постоянной величиной, что подтверждает вывод в разделе 1.1.3, о том, что удельная поверхностная энергия углеродной наночастицы (кластера), в процессе агрегатирования, стремиться к константе поверхностной энергии кристаллического графита в макроскопической системе на границе раздела включение графита - расплав.
Следовательно, данные чугуны в процессе исследований находились в полном равновесии. При нагревании чугунов повышение поверхностного натяжения из-за растворения графитоидной фазы полностью компенсировалось снижением поверхностного натяжения за счет роста концентрации углерода в расплаве и влиянием серы (для чугунов 1, 4, 6, и 7).
Рис.2-19 раскрывает влияние ПАЭ при их вводе в расплав чугуна. Согласно графикам на рис.2-19, чтобы в системе сохранить постоянный размер фазы наночастиц необходимо либо уменьшить, либо увеличить а. ПАЭ повышающие о (Mg) переохлаждают расплав и способствуют кристаллизации графита в шаровидной форме. ПАЭ понижающие a (S, () способствуют графитизации пластинчатого графита. Причем, и те, и другие ПАЭ являются «консервантами» графитной фазы.
Переохлаждение на поверхности раздела зародыш - расплав
Критический радиус гКР, согласно выражению (3-5), является функцией переохлаждения ЛТкр. Чем больше ЛТКР, тем меньше становится гКР, т.е. чем больше переохлаждение, тем меньше могут быть зародыши, способные расти (рис.3-1, кривая 1). В точке плавления критический радиус становится равным безконечности, так как ЛТкр = 0. При стремлении АТКР— оо, гКр — 0, металлическая система кристаллизуется в аморфном состоянии.
Пересечение кривой 1 и кривой 2 в точке N (рис.3-1) соответствует условиям образования критического зародыша радиуса гКР при критической температуре ЛТКР из дозародыша (рис.3-1, кривая 2). В выражении (3-5) переохлаждение ЛТКР соответствует микросистеме зародыш — расплав и экспериментально не может быть определено. Однако в ряде работ [45,46,61] за величину АТКР принимается величина переохлаждения макросистемы, которая легко определяется экспериментально. В результате полученные данные являются некорректными и не могут служить основанием для определенных выводов, в частности, о форме растворенного углерода в расплаве чугуна [45,46].
Б.Чалмерс [66,67] выполнив анализ выражения (3-5), показал, что величина 2ож_к/НПл примерно одинакова для всех металлов. Он уточняет зависимость гКР ОТ AT, вводя безразмерный критический радиус:
На рис.3-2 показана общая взаимосвязь между гКР и AT для металлов. и считая, что выражение (3-18) и (3-19) с хорошей степенью обобщения применимы для всех металлов.
Анализируя выражение (3-8) скорости гомогенного образования зародышей Б.Чалмерс установил, что скорость образования зародышей остается очень малой величиной до достижения переохлаждения А Т некоторой критической величины (рис.3-3), после чего она возрастает столь резко, что экспериментально ее не удается измерить. Далее следует важный вывод: поскольку аж.к и А Т входят в показатель экспоненты (см. выражение (3-8)), величина оЖ-к не зависит от AT, причем, очень важно, что АТ относиться к переохлаждению макросистемы. ч Переохлаждение AT
Рис.3-3. Зависимость скорости зародышеобразования от переохлаждения [66,67]. 1,2 - гетерогенное зародышеобразование (модифицированные металлы); - гомогенное зародышеобразование. Дополнительно М.Флемингс [126] показал, что скорость зародышеобра-зования / (рис.3-3) при гомогенном и гетерогенном (модифицирование) заро-дышеобразовании зависит от переохлаждения AT, причем, модифицирование только снижает величину переохлаждения при зародышеобразовании. асчет давления пара углерода (см. раздел 2.1.5.) определил размеры углеродных наночастиц как зародышевой фазы графита, а проверочный расчет на основании свободной энергии системы (см. раздел 1.8.1.) подтвердил, что критический радиус углеродных наночастиц как зародышей графитоидной фазы составляет порядок 10"9 м (см. табл.2-3, табл.2-7 и табл.2-8).
Рассчитаем теоретически величину переохлаждения в микросистеме на поверхности раздела углеродная наночастица - расплав. Расчет проведем по формуле (3-5) [59-63,66,67], отнесенной к молю углерода и при различных значениях силового параметра системы - свободной энергии Гиббса кристаллизации графита AGrp в различных ее формах (см. раздел 2.2.1.1.):величины поверхностного натяжения заэвтектического чугуна для шаровидного и пластинчатого графита на поверхности раздела графит - расплав из работы [68]; рГР =2,2 103 кг/м3 плотность графита и Мс = 12 молекулярная масса углерода; ТЕ = 1426К равновесная температура расплава; Grp - удельное изменение объемной свободной энергии при кристаллизации графита или АНСУБЛ 711,185 кДж/моль; АНПЛ = 104,0 кДж/моль; ДНрАств = 9,732 кДж/моль (см. раздел 2.2.1.); А Ткр — критическое переохлаждение при зародышеобразовании. а основании формулы (3-20) рассчитали и вычислили зависимости ДТк? = /fop), с учетом порядка величины гКР (табл.3-2) и принятых данных к расчету по формуле (3-20), для высокопрочного и серого чугуна при различных величинах свободной энергии графита (см. табл.3-1).
Кристаллизация шаровидного графита
В работе [130] изучалось влияние различных элементов на коэффициент диффузии углерода DC.L в расплаве Fe-C-j , которое приведено на рис.3-14.
Авторы [130] отмечают, что способность увеличивать или уменьшать коэффициент диффузии DC-L определяется их положением в периодической таблице. Элементы, повышающие активность углерода, увеличивают DC.L И наоборот. Далее авторы [130] отмечают чрезвычайно любопытную деталь: «Примесные элементы (S, Р) сильно увеличивают DC.L, а Се И Y наиболее сильно из расмотренных элементов снижают его. Ликвация элементов-сфероидизаторов резко снижает температуру ликвидус пограничного слоя, вследствие чего про 157 сс кристаллизации затормаживается» Фактически, это комментарий к рис.2-19, т.к. в этом случае поверхностное натяжение на границе раздела увеличивается.
В работе И.К.Кульбовского [131] выполнен обширный анализ влияния различных элементов, модификаторов, температуры нагрева, времени выдержки на поверхностное натяжение расплавов чугуна и железа, что показано на рис.3-15. с.3-15. Влияние элементов [131], модификаторов, температуры нагрева и времени выдержки на поверхностное натяжение расплавов чугуна (1) и железа (2). Расположим элементы из [130] в ряд, в порядке их повышения коэффициента диффузии углерода в расплаве DQ-L
Влияние компонентов чугуна на равновесие давления пара углерода определяется через их влияние на поверхностное натяжение расплава чугуна в пограничном слое. Согласно рис.2-19, элементы, повышающие давление пара углерода должны вызывать повышение поверхностного натяжения, вызывать переохлаждение расплава и тормозить диффузионные процессы, а элементы, понижающие давление пара углерода усиливают диффузию за счет понижения поверхностного натяжения расплава на поверхности раздела углеродная нано-частица - расплав. Рассмотренные выше ряды элементов из [130,131] полностью подтверждают данное положение.
Выполненный анализ влияния элементов по работам [130,131] показывает полную корреляционную зависимость поверхностного натяжения и коэффициента диффузии с давлением пара углерода в расплаве. Аналогичные результаты получены в работе [132] при качественной оценке графитизирующей способности химических элементову в системе Fe-C-j на основе значений параметров взаимодействия первого порядка ёс При оценке влияния элементов необходимо учитывать следующее. Элементы О, N, S, Р, С сильно снижающие поверхностное натяжение oFe уменьшают и оцуг- Поэтому элементы и их модификаторы, связывающие О, N, S, Р в устойчивые соединения и очищающие от них расплав чугуна, повышают СТЧУГ- В то же время элементы, не образующие устойчивых соединений с О, N, S, Р, С и снижающие aFe, уменьшают и avjyr Наиболее сильно снижают aFe и сг уг О, N, S, Р, С, поскольку они образуют легкоплавкие эвтектики с железом, способствующие увеличению степени перегрева расплава над температурой плавления и снижающие oFe и СГЧУГ через ослабление связей Fe-Fe.
Согласно анализу [131], между направленностью влияния элементов на (ТЧУГ расплава чугуна и его структурой имеется корреляционная зависимость. Так, элементы С, Si, Си, Ni и Р, уменьшающие оцуг, увеличивают длину графитных включений Lap и площадь, занимаемую графита Sap, что является результатом повышения коэффициента диффузии углерода, согласно [130]. Элементы Ті, Cr, W, Mo, Cu, Mg, Се и РЗМ, повышающие СГЧУГ, снижают длину графитных включений Lap и площадь, занимаемую графитом Sap, что является результатом понижения коэффициента диффузии углерода, согласно [130].
Следует отметить, что с увеличением длительности выдержки расплава и ростом температуры (см. рис.3-15), поверхностное натяжение ацуг практически изменяется незначительно — расплав находится в полном термодинамическом равновесии, что подтверждают выводы в разделе 2.2.
В работе В.С.Мильмана с соавторами [68] исследовалось поверхностное натяжение чугунов с пластинчатым и шаровидным графитом (различного состава и модифицирующей обработки) на базисной и призменной поверхностях кристалла графита.
Для всех составов чугунов из работы [68], в зависимости от характера поверхностного натяжения на кристаллографических гранях кристалла графита и с учетом величины теплоты сублимации графита, рассчитали размер критического радиуса гомогенного зародыша (табл. 3-4).
Расчет критической величины углеродной наночастицы как гомогенного зародыша гКР графита выполнили на основании формулы: Grp - удельное изменение объемной свободной энергии при кристаллизации графита АНСУБЛ = 711,185 кДж/моль. Результаты расчета критического радиуса углеродной наночастицы гГР ак гомогенного зародыша графита приведены на рис.3-16...3-19 и в табл.3-4.
На основании графиков (рис.З-16...3-19) определили величину критических зародышей (табл.3-4) и получили зависимости (рис.3-20 и рис.3-21) изменения поверхностного натяжения от критического радиуса зародыша графита для каждого типа чугуна в зависимости от уровня поверхностного натяжения на призменной и базисной гранях графита.
Рис.3-16. Изменение свободной энергии чугунов (№№3,4,5,6,7,9,12,14 по табл.3-4) с ластинчатой формой графита при гомогенном образовании зародышей с учетом оверхностного натяжения на плоскости базиса. иков трубчатого конвейера - коррозионностойкая сталь 12Х18Н10Т и 08Х22Н6Т). Для данного конвейера применяются четырехроликовые подвески (рис.7-10,й,«).
Изготовлен и запущен в эксплуатацию в мае 2002 года первый в мире крутонаклонный конвейер с подвесной лентой с углом наклона в 30 (максимальный угол наклона типовых роликовых конвейеров 20) для транспортировки мокрой глины на предприятиях компании «Золото Северного Урала» (рис.7-15). Почти половина роликов для данного конвейера укомплектована ферритными и перли-то-ферритными ковкими чугунами с компактной формой графита. Для данного конвейера применяются двухроликовые подвески (рис.7-10,е).
Рис.7-11 Реверсивный конвейер с подвесной лентой для транспортирования железной руды. недрение чугунов при изготовлении опорных роликов в конвейерах с подвесной лентой, согласно изобретениям по авторским свидетельствам: № 1041597/СССР; МКИ С 22 С 37/06; № 1151581/СССР; МКИ С 22 С 37/00; № 1285045/СССР; МКИ С 22 С 37/10 дало суммарный экономический эффект в размере 177 тыс. руб./год (Приложение 10) и получены два положительных решения (Приложение П) на патенты по заявкам: № 2001104087/03(004317) и № 2001104089/03(004319).
