Технология конструкционных материалов

Размещено на http://www.allbest.ru/

План

1. Опишите физическую сущность процесса плавления

2. Вычертите диаграмму состояния системы алюминий -- кремний. Опишите взаимодействие компонентов в жидком и твердом состояниях, укажите структурные составляющие во всех областях диаграммы состояния и объясните характер изменения свойств сплавов в данной системе с помощью правил Курнакова

3. Укажите, какой вид термической обработки необходимо применять к сплавам, имеющим структуру твердого раствора для устранения ликвации

4. Вычертите диаграмму состояния железо -- карбид железа, укажите структурные составляющие во всех областях диаграммы, опишите превращения и постройте кривую нагревания в интервале температур от 0 до 1600°С (с применением правила фаз) для сплава, содержащего 0,4% С. Выберите для заданного сплава любую температуру между линиями ликвидус и солидус и определите: состав фаз, т. е. процентное содержание углерода в фазах; количественное соотношение фаз

5. Два изделия из чугуна имеют примерно одинаковые механические свойства (НВ 400 МПа и д=3-4%), но разную форму графита: хлопьевидную -- в одном изделии, шаровидную -- в другом. Укажите название, способы получения и процессы, которые привели к получению различной формы графита в этих чугунах

1. Опишите физическую сущность процесса плавления

Плавление -- это процесс перехода тела из кристаллического твёрдого состояния в жидкое, то есть переход вещества из одногоагрегатного состояния в другое. Плавление происходит с поглощением удельной теплоты плавления и является фазовым переходомпервого рода, которое сопровождается скачкообразным изменением теплоёмкости в конкретной для каждого вещества температурной точке превращения -- температура плавления. плавление ликвация аллюминий

Способность плавиться относится к физическим свойствам вещества.

При нормальном давлении, наибольшей температурой плавления среди металлов обладает вольфрам (3422 °C), среди простых веществ -- углерод (по разным данным 3500 -- 4500 °C) а среди произвольных веществ -- карбид тантала-гафния Ta₄HfC₅ (4216 °C). Можно считать, что самой низкой температурой плавления обладает гелий: при нормальном давлении он остаётся жидким при сколь угодно низких температурах.

Многие вещества при нормальном давлении не имеют жидкой фазы. При нагревании они путем сублимации сразу переходят в газообразное состояние.

У сплавов, как правило, нет определённой температуры плавления; процесс их плавления происходит в конечном диапазоне температур. На диаграммах состояния «температура -- относительная концентрация» имеется конечная область сосуществования жидкого и твёрдого состояния, ограниченная кривыми ликвидуса и солидуса. Аналогичная ситуация имеет место и в случае многих твёрдыхрастворов.

Фиксированной температуры плавления нет также у аморфных тел; они переходят в жидкое состояние постепенно, размягчаясь при повышении температуры.

Технически плавление вещества осуществляется с помощью подвода тепловой энергии снаружи образца (внешний нагрев, например, в термической печи) или непосредственно во всём его объёме (внутренний нагрев, например, резистивный нагрев при пропускании тока через образец, или индукционный нагрев в высокочастотном электро-магнитном поле). Способ плавления не влияет на основные характеристики процесса -- температуру и скрытую теплоту плавления, но определяет внешнюю картину плавления, например, появление квази-жидкого слоя на поверхности образца при внешнем нагреве.

Считается, что плавление характеризуется потерей дальнего ориентационного межатомного порядка в кристалле с переходом к «жидкоподобному» или «газоплотному» беспорядку.

Поясним вначале, почему при некоторой температуре тело предпочитает разорвать часть межатомных связей и из упорядоченного состояния (кристалл) перейти в неупорядоченное (жидкость).

Как известно из термодинамики, при фиксированной температуре тело стремится минимизировать свободную энергию. При низких температурах второе слагаемое (произведение температуры и энтропии) несущественно, и в результате всё сводится к минимизации обычной энергии . Состояние с минимальной энергией -- это кристаллическое твёрдое тело. При повышении температуры, второе слагаемое становится всё важнее, и при некоторой температуре оказывается выгоднее разорвать некоторые связи. При этом обычная энергия слегка повысится, но при этом сильно возрастет и энтропия, что в результате приведёт к понижению свободной энергии.

В динамике, плавление происходит следующим образом. При повышении температуры тела увеличивается амплитудатепловых колебаний его молекул, и время от времени возникают структурные дефекты решётки в виде перескоков атомов, роста дислокаций и других нарушений кристаллической решетки^[3]. Каждый такой дефект, возникновение и перемещение дислокаций требуют определённого количества энергии, поскольку сопровождается разрывом некоторых межатомных связей. Стадия рождения и накопления дефектов называется стадией предплавления. Кроме того, на этой стадии, как правило, при внешнем нагреве возникает квази-жидкий слой на поверхности тела. Считается, что при некоторой температуре концентрация дефектов становится столь большой, что приводит к потере ориентационного порядка в образце.

Температурные колебания атомов в решетке кристалла

Поведение жидкости после перехода кристалла через точку плавления, как в среднем постоянные для заданной температуры разрывы и восстановления межкластерных и внутрикластерных межатомных связей (короткие утолщенные отрезки -- разорванные связи)

В связи с тем, что механизм термодеструкции кристалла за счёт образования дефектов и роста дислокаций, протекающей вшироком диапазоне температур, не приводит к фазовому превращению 1-го рода, то есть к скачку термодинамических характеристик вещества в конкретной для каждого вещества температурной точке, то Линдеман развил простые представления о ходе процесса плавления, согласно которым амплитуда колебания частиц в точке плавления увеличивается настолько, что становится сравнимой с межатомным расстоянием в кристаллической решётке и приводит к разрушению решётки и потере ориентционного межатомного порядка. Фактически этот «фактор плавления» является основой большинства моделей с определяющей ролью отталкивающей части потенциала парного взаимодействия и наложением условий перехода от порядка к «жидкоподобному» или «газоплотному» беспорядку, рассчитываемых методами Монте-Карло и молекулярной динамики. Однако, было установлено, что в точке плавления среднеквадратичное смещение атомов из состояния равновесия составляет всего около 1/8 межатомного расстояния, что исключает модель Линдемана, то есть соударение атомов, как «фактор плавления». При этом энергия атомов существенно ниже потенциальной энергии атомизации кристаллической решётки.

Дальнейшие исследования показали, что динамика плавления кристаллического тела, как фазового превращения 1-го рода, определяется (в отличие от модели накопления дефектов и дислокаций) «катастрофичеким» (crash -- [крэш]) конформационным преобразованием структуры группы атомов, сопровождаемым разрушением межатомной связи при преодолении потенциального барьера с затратой постоянной величины энергии, ниже энергии атомизации решетки, и равной удельной теплоте плавления.

Этот механизм приводит к подтверждаемой экспериментально кластерной структуре связанного (конденсированного) жидкого состояния с постоянным (для заданной температуры) средним числом разрывающихся и восстанавливающихся межкластерных и внутрикластерных межатомных связей, что определяет подвижность (текучесть) жидкости.

С ростом температуры количество атомов в кластерах уменьшается и при температуре кипения вещество переходит в моноатомное (мономолекулярное) газообразное состояние.

Плавление в двумерных системах

В двумерных или квази-двумерных системах кристалл является гораздо более шатким объектом, чем в трёхмерном случае, а именно у двумерного кристалла нет дальнего позиционного порядка. Для сравнения, в одномерном случае кристалл при конечной температуре вообще не может быть стабильным.

Как выяснилось, это приводит к тому, что плавление двумерного кристалла происходит в два этапа. Вначале кристалл переходит в так называемую гексатическую фазу, в которой теряется ближний позиционный порядок, но сохраняется ориентационный, а затем происходит потеря и ориентационного порядка и тело становится жидким.

2. Вычертите диаграмму состояния системы алюминий -- кремний. Опишите взаимодействие компонентов в жидком и твердом состояниях, укажите структурные составляющие во всех областях диаграммы состояния и объясните характер изменения свойств сплавов в данной системе с помощью правил Курнакова

Сплавы Al с Si называют силуминами. Они обладают хорошими литейными свойствами и содержат 4…13 % Si. Из диаграммы состояния этих сплавов следует, что силумины представляют собой доэвтектические или эвтектические сплавы, содержащие в структуре значительные количества эвтектики.

Однако при литье в обычных условиях эти сплавы приобретают неудовлетворительное строение, так как эвтектика получается грубопластинчатой, с крупными включениями хрупкого кремния, что сообщает сплавам низкие механические свойства.

Рис.1 Диаграмма состояния системы алюминий - кремний

Диаграмма, показывающая фазовый состав и структуру сплавов с различным содержанием Аl и Si. Si не образует химических соединений с Аl. Растворимость Аl в Si очень мала; поэтому можно считать, что в системе Al - Si присутствует чистый Si. Растворимость Si в Аl при эвтектической температуре равна 1,65%, при нормальной - около 0,05%. Эвтектика содержит 11,7% Si и состоит из твердого раствора б и Si.

Диаграмме состояния Al--Si посвящено большое число исследований. Эта система относится к простому эвтектическому типу с небольшойрастворимостью компонентов друг в друге в твердом состоянии.

Многочисленные результаты различных исследований хорошо согласуются между собой. Представленная на рис. диаграмма состояния является обобщением результатов ряда работ. На вставках показана растворимость компонентов в твердом состоянии на основе Аl и на основе Si. Максимальнаярастворимость Si в твердом (Аl) составляет 1,5±0,1 % (ат.) при эвтектическойтемпературе 577 °С. растворимость А1 в (Si) носит ретроградный характер, максимальное ее значение равно 0,016±0,003 % (ат.) при температуре 1190 °С. Эвтектическая точка расположена при содержании 12,2±0,1 % (ат.) Si.

3. Укажите, какой вид термической обработки необходимо применять к сплавам, имеющим структуру твердого раствора для устранения ликвации

Закалка - термическая обработка материалов, заключающаяся в их нагреве и последующем быстром охлаждении с целью фиксации высокотемпературного состояния материала или предотвращения (подавления) нежелательных процессов, происходящих при его медленном охлаждении. Закалка возможна только для тех веществ, равновесное состояние которых при высокой температуре отличается от равновесного состояния при низкой температуре (например, кристаллической структурой). Закалка эффективна только в том случае, если реально достижимая скорость охлаждения достаточна для того, чтобы не успели развиться процессы, подавление которых является целью закалки. Структуры, возникающие в результате З. , лишь относительно устойчивы, при нагреве они переходят в более устойчивое состояние. З. могут подвергаться в естественных условиях или в определённом технологическом процессе многие вещества, (металлы, их сплавы, стекло и пр.).

Закалка стали. Наиболее широкая группа материалов, подвергаемых закалки, -- стали. В соответствии с диаграммой состояния железо-углеродистых сплавов термодинамически устойчивым состоянием стали при температурах, расположенных выше линии GSE диаграммы состояния, является Аустенит -- раствор углерода в г-железе; ниже линии PSK -- смесь феррита (раствора углерода в б-железе) и цементита (карбида железа Fe3C). При медленном охлаждении от температур, расположенных выше линии PSK, аустенит в соответствии с диаграммой состояния должен распадаться на феррит и цементит. Скорость этого превращения меняется с температурой и при достаточно низкой температуре становится настолько малой, что аустенит практически не распадается. При дальнейшем снижении температуры аустенит превращается в Мартенсит, появление которого в структуре стали приводит к резкому увеличению твёрдости, прочности, магнитного насыщения и к снижению пластичности. Цель закалки стали -- получение полностью мартенситной структуры (без продуктов распада аустенита) , т. е. подавление при быстром охлаждении распада аустенита и сохранение его вплоть до температур, при которых начинается мартенситное превращение. Минимальная скорость охлаждения, достаточная для предотвращения распада аустенита, носит название критической скорости закалки стали.

В практике термической обработки металлов для получения металлов, в частности сталей, с определенными свойствами применяют различные виды закалки. В зависимости от условий нагрева различаютзакалку полную и неполную. При полной закалке быстрое охлаждение стали производят после нагрева её до температур, лежащих выше линии GSE. При этом сталь полностью переводится в аустенитное состояние. При неполной закалке (главным образом инструментальных сталей) металл нагревают до температур выше линии PSK; после охлаждения в структуре могут сохраняться нерастворившиеся при нагреве т. н. избыточные фазы (Феррит или Цементит и более сложные карбиды) . В зависимости от условий охлаждения различают закалку изотермическую, ступенчатую и др. При изотермической закалке сталь нагревают до температур выше линии GSE (полная) или выше PSK (неполная) , затем быстро охлаждают до температур ниже линии PSK и дают т. н. изотермическую выдержку, при которой происходит превращение аустенита в др. структуры (перлит, бейнит) . В этом случае свойства окончательных продуктов определяются температурой изотермической выдержки: твёрдость и прочность материала возрастают по мере снижения температуры. При ступенчатой закалке. охлаждение с большой скоростью производят до температуры, несколько превышающей температуру мартенситного превращения, и дают выдержку, необходимую для выравнивания этой температуры по всей толщине изделия (ступень) , а затем охлаждение ведут медленно до образования в структуре мартенсита. Внешние факторы, главным образом закалочная среда (вода, масло, расплавленная соль) и давление, также определяют результаты закалки.

4. Вычертите диаграмму состояния железо -- карбид железа, укажите структурные составляющие во всех областях диаграммы, опишите превращения и постройте кривую нагревания в интервале температур от 0 до 1600°С (с применением правила фаз) для сплава, содержащего 0,4% С. Выберите для заданного сплава любую температуру между линиями ликвидус и солидус и определите: состав фаз, т. е. процентное содержание углерода в фазах; количественное соотношение фаз

Первичная кристаллизация сплавов системы железо-углерод начинается по достижении температур, соответствующих линии ABCD (линии ликвидус), и заканчивается при температурах, образующих линию AHJECF(линию солидус).

При кристаллизации сплавов по линии АВ из жидко-го раствора выделяются кристаллы твердого растворауглерода в б-железе (д-раствор). Процесс кристаллиза-ции сплавов с содержанием углерода до 0,1 % заканчи-вается по линии АН с образованием б (д)-твердого раст-вора. На линии HJB протекает перитектическое превращение, в результате которого образуется твердый раствор углерода в г-железе, т. е. аустенит. Процесс первичной кристаллизации сталей заканчивается по линии AHJE.

При температурах, соответствующих линии ВС, из жидкого раствора кристаллизуется аустенит. В сплавах,содержащих от 4,3 % до 6,67 % углерода, при темпера-турах, соответствующих линии CD, начинают выделяться кристаллы цементита первичного. Цементит, кристал-лизующийся из жидкой фазы, называется первичным. B точке С при температуре 1147°С и концентрации углерода в жидком растворе 4,3 % образуется эвтектика, которая называется ледебуритом. Процесс первичной кристаллизации чугунов заканчивается по линии ECF образованием ледебурита.

Таким образом, структура чугунов ниже 1147°С будет: доэвтектических -- аустенит+ледебурит, эвтектических -- ледебурит и заэвтектических -- цементит (первичный)+ледебурит.

Превращения, происходящие в твердом состоянии, называются вторичной кристаллизацией. Они связаны с переходом при охлаждении г-железа в б-железо и распадом аустенита.

Линия GS соответствует температурам начала превращения аустенита в феррит. Ниже линии GS сплавы состоят из феррита и аустенита. ЕS показывает температуры начала выдел пня цементита из аустенита вследствие уменьшениярастворимости углерода в аустените с понижением температуры. Цементит, выделяющийся из аустенита, называется вторичным цементитом.

В точке S при температуре 727°С и концентрации углерода в аустените 0,8 % образуется эвтектоидная смесьсостоящая из феррита и цементита, которая называется перлитом. Перлит получается в результате одновременного выпадения из аустенита частиц феррита и цементита. Процесс превращения аустенита в перлит можно записать формулой А_0,8П[Ф_0,03+Ц_6,67].

Линия PQ показывает на уменьшение растворимости углерода в феррите при охлаждении и выделении цементита, который называется третичным цементитом.

Следовательно, сплавы, содержащие менее 0,008% углерода (точкаQ), являются однофазными и имеют структуру чистого феррита, а сплавы, содержащие углерод от 0,008 до 0,03% - структуру феррит+цементит третичный и называются техническим железом.

Доэвтектоидные стали при температуре ниже 727єС имеют структуру феррит+перлит и заэвтектоидные - перлит+цементит вторичный в виде сетки по границам зерен.

В доэвтектических чугунах в интервале температур 1147-727єС при охлаждении из аустенита выделяется цементит вторичный, вследствие уменьшения растворимости углерода(линия ES). По достижении температуры 727єС (линия PSK) аустенит, обедненный углеродом до 0,8% (точка S), превращаясь в перлит. Таким образом, после окончательного охлаждения структура доэвтектических чугунов состоит из перлита, цементита вторичного и ледебурита превращенного (перлит+цементит).

Структура эвтектических чугунов при температурах ниже 727єС состоит из ледебурита превращенного. Заэвтектический чугун при температурах ниже 727єС состоит из ледебурита превращенного и цементита первичного.

Правило фаз устанавливает зависимость между числом степеней свободы, числом компонентов и числом фаз и выражается уравнением:

C = K + 1 - Ф,

где С - число степеней свободы системы;

К - число компонентов, образующих систему;

1 - число внешних факторов (внешним фактором считаем только температуру, так как давление за исключением очень высокого мало влияет на фазовое равновесие сплавов в твердом и жидком состояниях);

Ф - число фаз, находящихся в равновесии.

Рисунок 2: а - диаграмма железо-цементит, б - кривая охлаждения для сплава, содержащего 0,4% углерода

Сплав железа с углеродом, содержащий 0,4% С, называется среднеуглеродистой сталью. Его структура при комнатной температуре феррит + перлит.

5. Два изделия из чугуна имеют примерно одинаковые механические свойства (НВ 400 МПа и д=3-4%), но разную форму графита: хлопьевидную -- в одном изделии, шаровидную -- в другом. Укажите название, способы получения и процессы, которые привели к получению различной формы графита в этих чугунах

Варьируя химический состав, скорость затвердевания и режимы термической обработки, можно в значительной степени управлять свойствами чугуна. Одним из наиболее важных процессов, определяющих свойства чугуна, является его графитизация. Графитная фаза придает чугуну ряд свойств, которые невозможно встретить в других сплавах.

Чугунами принято называть сплавы железа с углеродом, которые содержат в структуре эвтектику. Помимо углерода и кремния чугуны содержат и другие элементы. Эти примеси разделяют на две группы: 1) технологические или обычные примеси, попадающие в состав чугуна в процессе производства; 2) легирующие и модифицирующие - специально вводимые элементы для регулирования структурообразования и свойств чугуна. К обычным примесям относят фосфор, серу,марганец, газы (водород, азот, кислород). Нелегированным считают чугун, содержащий до 3,5-4,0 % Si, до 1,5-2,0 % Mn, до 0,3 % P, до 0,2-0,3 % S и менее 0,1 % Cr, Ni Cu. Содержание основного компонента - углерода,- составляет около 4 %, и его оптимальное значение зависит от содержания других элементов. Количество фосфора может доходить до 0,8 % при производстве отливок специального назначения, например, для художественного литья (каслинское литье). Возможное содержание газов зависит от способа выплавки чугуна и может изменяться от 10,6 (вагранка) до 7,1 см³/100 г (индукционная печь). Наиболее распространенными легирующими элементами являются хром, никель, алюминий, медь, титан, вольфрам и др. Обычные примеси (марганец, кремний) могут быть легирующими элементами при повышенном их содержании. В качестве модифицирующих добавок в чугуны вводят магний, кальций, церий, лантан, сурьму, висмут и другие элементы. Такие чугуны называют модифицированными.

Для анализа процессов структурообразования в чугунах используют обычно двойную диаграмму состояния Fe - C. Из диаграммы следует, что в двойных сплавах область чугунов начинается для С > 2,03-2,06 %. По содержанию углерода для двойной диаграммы чугуны разделяют на доэвтектические (C < 4,3 %), эвтектические (C = 4,3 %), заэвтектические (С > 4,3 %). Для затвердевания доэвтектического чугуна характерно то, что кристаллизация начинается с появления дендритов первичногоаустенита. При затвердевании же заэвтектического чугуна процесс кристаллизации начинается с появления графитных или цементитных частиц.

Система железо - цементит является термодинамически менее стабильной по сравнению с системой железо - графит. Поэтому выделившийся цементит в определенных условиях, например, при нагреве, распадается с образованием графита. Этот процесс называют графитизацией. Обратное превращение (графит -> цементит) в закристаллизовавшемся чугуне не происходит. По степени графитизации чугун подразделяют на белый (практически не графитизированный), отбеленный или половинчатый (частично графитизированный) и серый (в значительной степени или полностью графитизированный).

Деление чугунов на до-, за- и эвтектические по содержанию углерода достаточно условно. Однако для практики литейного производства эвтектичность имеет особое значение - чугуны эвтектического состава обладают лучшими технологическими свойствами. Они имеют меньшую усадку и максимальную жидкотекучесть (из всех сплавов температура кристаллизации эвтектики минимальна, отсутствует интервал кристаллизации - твердо-жидкого состояния). Поэтому для оценки эвтектичности промышленных чугунов вводят показатели углеродного эквивалента или степени эвтектичности.

Углеродный эквивалент учитывает смещение фигуративной точки сплава на двойной диаграмме железо-углерод под влиянием примесей, чаще всего, кремния и фосфора:

Степень эвтектичности показывает относительное содержание эвтектики в чугуне и определяется как:

Чем ближе С_экв к 4,3 %, тем ближе структура чугуна к эвтектической, тем меньше избыточной фазы (аустенита, графита или цементита). Этому же соответствует S_эвт=1,0. Влияние остальных элементов в указанных выше количествах несущественно. Необходимо учитывать, что углеродный эквивалент и степень эвтектичности являются скорее литейными, чем металлографическими характеристиками. При содержании углерода более 4,3 % S_эвт становится больше 1,0 (100 %), хотя доля эвтектики в сплаве падает. В легированных чугунах углеродный эквивалент будет более сложным образом зависеть от содержания других элементов. Например, многие высокоуглеродистые среднелегированные инструментальные стали по структурному типу являются чугунами (имеют в структуре эвтектику).

В рамках стандартов ведущих промышленных стран мира имеется несколько системных методик, которые позволяют описывать основные градации формы графита по типам. В зависимости от формы графита различают следующие основные типы конструкционного чугуна (рис.1.1): серый чугун с пластинчатым графитом (СЧ), высокопрочный чугун с шаровидным графитом (ВЧШГ), чугун с вермикулярным графитом (промежуточные формы между компактными пластинчатыми формами)(ЧВГ), ковкий чугун (КЧ). При этом структура металлической матрицы может быть различной - от ферритной до аустенитной.

Включения графита в сером и высокопрочном чугунах обычно окружены небольшой оторочкой металлической основы, обогащенной кремнием. Обычно именно здесь и выделяется в первую очередь структурно-свободный феррит. Небольшое количество такого феррита в сером и высокопрочном чугунах бывает даже полезным для механических свойств металла, так как в этом случае хрупкая фаза (графит) оказывается окаймленной пластичной и вязкой, которая оказывает дополнительное сопротивление к возникновению и распространению микро- и макротрещин при нагружении металла.

Для серых чугунов характерен большой диапазон изменения размеров, формы и количества графитных включений, а также степени их распределения в металлической основе. Согласно ГОСТ 3443-87 «Отливки из чугуна с различной формой графита. Методы определения структуры», графит в структуре чугуна эталонирован по форме (Гф1-Гф5, к серым чугунам при этом относятся ПГф1-ПГф4), размерам включений (ПГд15-ПГд1000, цифра обозначает длину или диаметр включения, видимого на шлифе), характеру распределения только серого чугуна (ПГр1-ПГр9), по количеству (ПГ2-ПГ12, где ПГ2 соответствует содержанию графита до 3% площади шлифа, а ПГ12 - свыше 12%). Аналогичные международные стандарты по контролю структуры чугуна - ASTM A 247-67, DIN EN ISO 945, 1994.

Многие эксплутационные свойства серого чугуна зависят от размеров и количества графитных включений. Очевидно, что сравнительно мелкие включения с завихренными пластинами при их равномерном распределении обеспечивают более высокие эксплутационные свойства чугуна. Крупные пластины графита с относительно прямыми заостренными кромками служат источниками образования трещин, приводя в конечном итоге к разрушению детали или изделия в целом. Во многих крупноразмерных включениях графита наблюдаются характерные внутренние трещины в виде продольных разрывов сплошности, вызванных ростовыми напряжениями. Значительный уровень ростовых напряжений служит также причиной сильно выраженного рыхлого пакетного строения холмиков роста.

Одним из факторов, обеспечивающих управление процессом формообразования графита, является скорость охлаждения металла при затвердевании. Чем она выше, тем больше величина переохлаждения металла и, следовательно, больше возникает центров кристаллизации аустенитной фазы. Однако, при значительном увеличении скорости охлаждения чугуна в результате неравномерного распределения углерода и примесей в отдельных микрообъемах жидкой фазы может начаться образование цементитной эвтектики, что существенно изменяет свойства отливки.

Шаровидный графит в промышленных отливках не имеет идеальной сферической формы. Поверхность шаровидного графита состоит из множества тонколепестковых выступов. Эти лепестки правильной полигональной и неправильной округленной формы в совокупности образуют структуру чередующихся волнообразных гряд. Исследование ионотравленных срезов шаровидного графита позволило выявить следующие типы слоистой структуры: дендритную, дендритно-концентрическую, зигзагообразную и концентрическую. Получение того или иного типа слоистой структуры обычно связывают с условиями охлаждения и химическим составом модификатора.

Литературные данные о химическом и фазовом составе неметаллических включенийв шаровидном графите далеко не однозначны. Вместе с тем, по этим данным представляется возможным сделать вывод о том, что роль неметаллических включений в образовании конечных форм роста графита второстепенна. Неметаллические включения, встречающиеся в пластинчатом и шаровидном графите, не содержат углерода и в равной степени встречаются в центральных и периферийных участках. В магниевом чугуне с шаровидным графитом они содержат магний, кремний, кальций, серу и железо. В промышленном магнийцериевом чугуне с шаровидным графитом в центральной части графитовых включений обнаружены частицы диаметром 2...5 мкм переменного состава, содержащие преимущественно оксиды цезия, магния и железа.

В целом же чугун с шаровидным графитом является весьма перспективным конструкционным материалом. Как показывает практика последних десятилетий, чугун с шаровидным графитом, обладая высокими служебными свойствами и высокой экономичностью, вытеснил большое количество изделий из чугуна с пластинчатым графитом и стали. В большинстве промышленно развитых стран мира среди литых железоуглеродистых сплавов чугун с шаровидным графитом занимает второе место по массе выпускаемых отливок после серого чугуна.

Использование чугуна с вермикулярной формой графита в качестве самостоятельного конструкционного материала предложено в середине 50-х годов, а само название "чугун с вермикулярным графитом" впервые встречается у Р. Шелленга. Вермикулярный графит, подобно обычному пластинчатому графиту, формируется посредством ветвления в пределах эвтектической аустенитно-графитной колонии. На первых стадиях затвердевания формируется графит шаровидной формы, который затем трансформируется в вермикулярный. В ряде работ показано, что кончики включений вермикулярного графита в течение всего процесса кристаллизации остаются в контакте с жидким металлом.

Специфика анизотропного микростроения вермикулярного графита заключается в периодическом сочетании микрозон слоисто-блочной структуры, подобной структуре пластинчатого графита, и слоисто-концентрической, характерной для шаровидного графита. При этом кристаллографическая ориентировка слоев роста смежных микрокристаллитов каждого лепестка вермикулярного графита, как правило, сильно различается. Видимо, механизм формирования вермикулярного графита состоит в автономном образовании и послойном зародышевом разрастании составляющих графит микрокристаллитов.

Особое строение и форма вермикулярного графита являются основной причиной более высокого уровня упругих свойств по сравнению с чугуном с пластинчатым графитом. Это объясняется тем, что модуль упругости Е сильно зависит от скорости деформации графитовых включений и, следовательно, от размера и пространственной формы графита. Например, при приблизительно одинаковом химическом составе чугуна модуль упругости в зависимости от формы графита составляет 80*10³ Н/мм² у чугуна с пластинчатым графитом, 157*10³ Н/мм² у чугуна с вермикулярным графитом и 170*10³Н/мм² у чугуна с шаровидным графитом. Влияние матрицы (ферритная - перлитная) менее существенно.

Не останавливаясь на комплексном рассмотрении основных преимуществ, которые могут быть достигнуты в случае использования в отливках чугуна с вермикулярным графитом по сравнению с чугуном с пластинчатым и шаровидным графитом, отметим лишь, что чугун с вермикулярным графитом высоко экономичен. Это позволяет рекомендовать его для широкого круга отливок сложной конфигурации с различной толщиной стенки и регламентацией по механическим свойствам.

Помимо рассмотренных форм графита в структуре чугунов с шаровидным и вермикулярным графитом встречаются различные вырожденные формы, среди которых наибольший практический интерес представляют графит переохлаждения и шаровидный разорванный (звездообразный). Графит переохлаждения на поверхности шлифа в оптическом микроскопе имеет вид россыпи мелких и мельчайших изолированных обломков. Причины образования и реальная морфология этого графита изучены достаточно слабо. Эта вырожденная форма тонко дифференцированного графита часто встречается в тепловых узлах отливок в условиях модифицирования цериевым мишметаллом.

Разорванный (звездообразный) шаровидный графит соответствует эталону ШГф10 и ШГф11 (ГОСТ 3443-87). Наличие подобного графита также значительно снижает прочностные свойства чугуна с шаровидным и вермикулярным графитом. Разорванный шаровидный графит представляет собой незаполненную секториально-дендритную форму роста. Основной причиной характерной недостроенности такого типа шаровидного графита служит избыток примесей, в том числе сфероидизирующих, на фронте роста призматических плоскостей кристаллической решетки, вызывающий в определенный момент времени углеродо-непроницаемость диффузионного пограничного слоя расплава у этих плоскостей. Характерно, что по размеру разорванный шаровидный графит в 2-3 раза превышает полностью застроенный шаровидный графит.

В целом же комплексные данные о различных формах графита в чугуне способствуют расширению научных представлений о генезисе формообразования графита в процессе затвердевания отливки. Это, в конечном счете, позволит в максимальной степени стимулировать развитие тенденции улучшения качества промышленных отливок, обладающих более высокими эксплуатационными характеристиками при существенном снижении их массы, что, соответственно, повысит конкурентоспособность литых чугунных изделий за счет уменьшения металлоемкости выпускаемой продукции при гарантированном повышении качества.

Формирование структуры чугуна в реальных отливках происходит в неравновесных условиях и зависит от множества факторов, которые не учитываются равновесными двойными диаграммами состояния. Поэтому для определения структуры чугунных отливок и их механических свойств обычно используются различные эмпирические диаграммы и номограммы, широко рассмотренные во многих работах.

На процессы структурообразования чугуна в первую очередь влияют углерод и кремний. В сером чугуне они определяются изменением не только содержания графита, но и структуры матрицы. В целом повышение содержания углерода в чугуне уменьшает прочность, модуль упругости и твердость и увеличивает пластичность и циклическую вязкость. Однако при низком содержании углерода наблюдается сначала некоторая анормальность (повышение прочности и твердости) с увеличением содержания углерода, что, вероятно, является следствием устранения междендритного графита и сопровождающего его феррита.

Различие влияния кремния и углерода заключается в том, что кремний образует твердый раствор с ферритом, тем самым повышает его прочность и твердость и понижает его плотность и вязкость. В серых чугунах к легирующему влиянию кремния добавляется еще и графитизирующее, что может резко изменить те или иные механические свойства. Только в малоуглеродистом и малокремнистом чугуне наблюдается сначала некоторое увеличение прочности вследствие устранения междендритного графита. Однако при содержании кремния сверх определенного количества уменьшается пластичность серого чугуна, что является следствием преобладающего влияния силикоферрита, которое проявляется, несмотря на ферритизацию структуры. Твердость серого чугуна кремний изменяет в противоположном направлении, понижая ее сначала в результате графитизации и увеличивая ее затем вследствие образования силикоферрита.

Достаточно часто влияние углерода и кремния на механические свойства чугуна рассматривают совместно, используя для этого функцию углеродного эквивалента или эвтектичности (см. выше), хотя относительное влияние этих элементов на положение эвтектической точки далеко не всегда соответствует их влиянию на механические свойства.

Влияние марганца проявляется благодаря легированию феррита, измельчению перлита, торможению графитизации, образованию свободных карбидов и некоторому улучшению формы пластинчатого графита. В соответствии с этим, даже в небольших пределах 1-2%, марганец заметно повышает твердость чугуна. Более сильно влияние марганца проявляется при больших его концентрациях, порядка 5-7 %. Прочность, пластичность и вязкость серого чугуна сначала повышаются при увеличении содержания марганца, а затем падают вследствие увеличения неоднородности структуры. Так, падение пластичности и вязкости обычно начинается уже при концентрациях 0,3-0,5 % Mn, а прочности - при 0,8-1,2 % Mn.

По вопросу влияния серы на механические свойства чугуна существуют достаточно противоречивые мнения. С высокой степенью достоверности можно утверждать, что сера и сульфиды железа оказывают весьма неблагоприятное влияние на прочность и пластичность чугуна при одной и той же структуре матрицы, что объясняется ослаблением границ зерен эвтектикой Fe-FeS. Помимо этого, сера способствует перлитизации структуры и может также повысить прочность и твердость ферритного или феррито-перлитного серого чугуна. Вредное влияние серы подавляется марганцем, который в соединении с серой дает сернистый марганец, представляющий собой тугоплавкое соединение, всплывающее в шлак и частично остающееся в отливках в виде неметаллических включений. Обычно, учитывая вредное влияние серы, в практике литейного производства стремятся регламентировать содержание серы на весьма низких уровнях.

Влияние фосфора на механические свойства чугуна следует признать отрицательным с точки зрения изменения его прочностных характеристик. Вследствие наличия фосфора в чугуне происходит легирование феррита, размельчение эвтектического зерна и образование включений фосфидной эвтектики. При этом значительно повышается твердость и понижается пластичность и вязкость чугуна. Общая закономерность изменения прочности чугуна заключается в следующем: сначала происходит возрастание прочностных показателей по мере повышения содержания фосфора, а затем при выделении фосфидной эвтектики они начинают понижаться. Следует дополнительно отметить, что влияние фосфора снижается с увеличением содержания кремния в чугуне.

В практике литейного производства фосфор считается графитизатором. Это - следствие косвенного влияния фосфора на перераспределение элементов в аустените и жидкой фазе и образования тройной эвтектики с очень низкой температурой плавления. Значительное увеличение интервала затвердевания фосфористого чугуна в присутствии участков жидкой фазы до температуры 950 ^оС способствует повышению количества графита.

Список литературы

1. Богодухов С.И. Курс материаловедения в вопросах и ответах: Учеб. пособие для ВУЗов, обуч. по направлению подгот. бакалавров «Технология, оборуд. и автомат. машиностр. пр-в» и спец. «Технология машиностроения», «Металлорежущие станки и инструменты» и др. / С.И. Богодухов, В.Ф. Гребенюк, А.В. Синюхин. - М.: Машиностроение, 2003. - 255с.: ил.

2. Дриц М.Е., Москалев М.А. Технология конструкционных материалов и материаловедение: Учеб. для студентов немашиностроительных спец. ВУЗов. - М.: Высшая школа, 1990. - 446с., ил.

3. Колесов С.Н. Материаловедение и технология конструкционных материалов: Учебник для студентов электротехнических и электромеханических спец. ВУЗов / С.Н. Колесов, И.С. Колесов. - М. Высшая школа, 2004. - 518с.: ил.

4. Лахтин Ю.М., Леонтьева В.Н. Материаловедение. Учебник для ВУЗов технич. спец. - 3-е изд. - М. Машиностроение, 1990. - 528с.

5. Материаловедение и технология конструкционных материалов. Учебник для ВУЗов / Ю.П. Солнцев, В.А. Веселов, В.П. Демьянцевич, А.В. Кузин, Д.И. Чашников. - 2-е изд., перер., доп. - М. МИСИС, 1996. - 576с.

6. Материаловедение и технология металлов: Учебник для ВУЗов по машиностроительным специальностям / Г.П. Фетисов, М.Г. Карпман, В.М. Матюнин и др. - М.: Высшая школа, 2000. - 637с.: ил.

7. Материаловедение. Технология конструкционных материалов: учебное пособие для студентов ВУЗов, обуч. по напр. «Электротехника, электромеханика и электротехнологии» / А.В. Шишкин и др.; под ред. В.С. Чередниченко. - 3-е изд., стер. - М.: ОМЕГА-Л, 2007. - 751с.: ил.(Высшее техническое образование).- (Учебное пособие)

8. Материаловедение: Учебник для ВУЗов, обучающих по направлению подготовки и специализации в области техники и технологии / Б.Н. Арзамасов, В.И. Макарова, Г.Г. Мухин и др. - 5-е изд., стереотип. - М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2003. - 646с.: ил.

9. Тарасов В.Л. Технология конструкционных материалов: Учеб. для ВУЗов по спец. «Технология деревообработки» / Моск. гос. ун-т леса. - М.: Изд-во Моск. гос. ун-т леса, 1996. - 326с.: ил.

10. Технология конструкционных материалов. Учебник для студентов машиностроительных специальностей ВУЗов в 4 ч. Под ред. Д.М. Соколова, С.А. Васина, Г.Г Дубенского. - Тула. Изд-во ТулГУ. - 2007.

11. Технология конструкционных материалов: Учебник для студентов машиностроительных ВУЗов / А.М. Дальский, Т.М. Барсукова, Л.Н. Бухаркин и др.; Под общ. ред. А.М. Дальского. - 5-е изд., испр. - М. Машиностроение, 2003. - 511с.: ил.

Размещено на Allbest.ru