Full Text

Конкурентные преимущества предприятий машиностроительного комплекса в значительной степени обеспечиваются использованием технологий, позволяющих увеличить долю возврата материалов в производственный цикл. Вторичное использование таких отходов машиностроительных предприятий, как окалина и стружка черных металлов, в настоящее время осуществляется в малозначительных объемах, что, как правило, связано с рядом технологических проблем. Так, при переплаве стружки черных металлов на долю угара приходится до 70 % потерь металла. Переработка окалины, представляющей собой смесь окислов железа, может быть сведена к извлечению последнего из этой смеси в результате проведения алюмотермического окислительно-восстановительного процесса [1]. Известны варианты совмещения этого процесса с получением готового продукта: экзотермический обогрев прибыли отливок и их питание [2-5]; алюмотермическая сварка стальных элементов металлоконструкций [6, 7] и резка металлов [8], а также для получения всего тела отливки [9, 10]. Однако в настоящее время алюмотермический метод для получения всего тела отливки не находит в производстве широкого применения в связи с недостаточной изученностью процесса взаимодействия системы, состоящей из вступающих в реакцию материалов и применяемых огнеупоров, а также со значительным числом факторов, влияющих на протекание экзотермической реакции. Известные факторы, зависящие от чистоты и соотношения вступающих в реакцию элементов, изменяют теплотворную способность термитных композиций, что приводит к изменению интенсивности протекания реакции и температур образующихся фаз [11, 12]. Отмеченное выше определяет поведение продуктов реакции, а также полноту восстановления и поступления примесных элементов в металл, их окисление и переход в шлак, кипение и выход в газовую фазу. Отмеченные процессы могут проходить последовательно и параллельно. Регулирование температур продуктов реакции и свойств получаемых сплавов предположительно возможно осуществить посредством предварительного нагрева шихтовых материалов и формы. В ряду указанных процессов преобладающим тепловым эффектом сопровождается стадия восстановления оксидов железа алюминием, по завершении которой остаточное содержание примесей в термитном металле зависит от времени их пребывания в жидком состоянии [13]. Быстрое охлаждение металла приводит к замедлению окисления элементов, сокращению взаимодействия образовавшихся фаз углеродным материалом оснастки и, как следствие, снижению науглероживания кристаллизующегося сплава. Для изучения взаимовлияния предварительного нагрева системы «термитная смесь - тигель» в качестве базового был выбран состав, позволяющий получать сплав, соответствующий по химическому составу литейной стали 20ДХЛ, проведена корректировка по содержанию легирующих компонентов для получения указанной стали. На основе экспериментальных данных составлялась базовая шихта со следующим соотношением компонентов по массе: металлургическая окалина - 77 %, восстановитель - 23 %. В каждом эксперименте масса шихты базового состава принималась равной 1 кг. С целью получения расплава, соответствующего по химическому составу стали 20ДХЛ (ГОСТ 977-88), требуется коррекция базовой шихты. Скорректированный состав получали следующим образом: к 1 кг базового состава добавляли 1,8 % ферромарганца ФМн78(А) (ГОСТ 4755-91), 1 % феррохрома ФХ025А (ГОСТ 4757-91) и 0,21 % меди М1 (ГОСТ 859-2001). Такую шихту в дальнейшем описании будем называть составом № 1. Химический состав используемых при составлении базовой шихты материалов (окалины и восстановителя) представлен в табл. 1. В ходе эксперимента установлено, что даже при незначительных изменениях соотношения компонентов термитных смесей получаются сплавы со значительными различиями содержания примесных элементов. При определении влияния температуры форм и шихтовых материалов с тиглями на структуру и свойства получаемых образцов из экспериментальных сплавов проводили исследования с базовым составом термитной композиции и шихтовым составом № 1, сформированным для получения стали 20ДХЛ на основе базового. Подогрев термитной шихты и форм производился в интервале значений 25-400 °C температур Тш и Тф, где Тш - температура шихты, Тф - температура формы соответственно. В эксперименте использован следующий ряд соотношений значений температур Тш/Тф: 25/25 °C; 25/200 °C; 25/400 °C; 200/25 °C; 200/200 °C; 200/400 °C; 400/25 °C; 400/200 °C; 400/400 °C. При использовании базового состава в большинстве температурных режимов шихты и формы структура литых заготовок изобилует порами, появляющимися в результате выделения газов на стадии затвердевания заготовок. Очевидно, что измерение механической прочности изделий из такого материала не представляется возможным. Таким образом, целью настоящего исследования стало определение влияния температур шихты и формы до начала экзотермической реакции на структуру и физико-механические свойства литых заготовок из шихтового состава, предназначенного для получения стали 20ДХЛ. Таблица 1 Химический состав основных компонентов базовой шихты Материал Основные химические элементы, мас. % O2 Zn C Si Mn Fe S P Al Ni Mg Cr Cu Стружка алюминиевого сплава - 2,961 - 1,097 0,304 0,166 - - 89,443 0,008 3,917 0,062 2,040 Железная окалина 22,639 - 0,150 2,960 1,188 71,500 0,030 0,030 0,697 0,188 - 0,173 0,444 В рамках поставленной цели решались следующие задачи: - изготовление беспористых образцов, получаемых в ходе алюмотермитного переплава; - исследование влияния температур шихты и формы на предел прочности при растяжении и относительное удлинение образцов, полученных с использованием термитного состава; - определение влияния температурных режимов шихты и формы на структуру экспериментальных образцов; - определение зависимости твердости образцов из экспериментального сплава от температурных режимов шихты и формы; - сравнение характеристик образцов из стали 20ДХЛ с экспериментальными заготовками, полученными с применением термитного состава № 1. Влияние температур шихты и формы на образование пор в структуре слитка нелинейно. В ряде случаев визуально определимые поры образуются не только во время реакции в расплаве, но и в результате насыщения газами формы. Так, при подогреве термитных композиций до 400 °C заливка расплава в холодную форму обеспечивает незначительно визуально определимое содержание газов в металле, заливка расплава в форму при Тф = 200 °C приводит к увеличению выхода газа из формы в заготовку. При этом высокая скорость охлаждения образца приводит к кристаллизации металла с высоким содержанием газов. Нагрев формы до 400 °C способствует снижению скорости охлаждения образца и увеличению времени нахождения металла в жидком состоянии, при котором газы, в основной своей массе, покидают сплав. Из термитного состава № 1 получены литые образцы при всех отмеченных выше сочетаниях температур шихты и формы без видимых газовых дефектов слитков. На рис. 1 представлены диаграммы растяжения экспериментальных сплавов, полученных из термитного состава № 1 при различных температурах шихты и формы, а также продольные сечения этих образцов, не имеющие газовых дефектов, что позволило определить прочность металла на разрыв. Все образцы имеют кристаллический излом с хрупким разрушением. Площадка текучести на диаграмме растяжения всех образцов отсутствует, что соответствует средне- и высокоуглеродистым сталям, а также сталям, полученным традиционными способами и прошедшими специальную термообработку. Испытанием образцов, полученных при температурных режимах шихты и формы 25/25 °C и 25/400 °C, существенных различий в значениях предела прочности и относительного удлинения не выявлено (указанные значения составляют 768 и 766 МПа и 4,5 и 4,1 % соответственно). При этом различие значений содержания C, определяющего основные прочностные характеристики железоуглеродистых сплавов, в опытной партии достигало 4,5 раз. Прочность образцов, полученных при температурном режиме Тш/Тф = 25/200 °C, составила 477 МПа, что обусловлено повышенным содержанием S в сплаве (до 0,096 %). Рис. 1. Диаграммы растяжения экспериментальных сплавов, полученных из термитного состава № 1 при различных температурах шихты и формы: а - 25/25 °C; б - 25/200 °C; в - 25/400 °C Зависимости предела прочности при растяжении и относительного удлинения экспериментальных образцов, полученных из шихтового состава № 1, от соотношения Тш/Тф приведены на рис. 2. Согласно рис. 2 наилучшими показателями отмеченных свойств обладают образцы, полученные в углеродной оснастке при Тш/Тф = 25/25 °C и Тш/Тф = 25/400 °C. Однако только первый сплав соответствует по химическому составу стали 20ДХЛ. Микроструктуры образцов, получаемых из термитного состава № 1 при различных температурных режимах шихты и формы, различаются по наличию структурных составляющих, на образование которых влияет химический состав получаемых сплавов. На рис. 3 представлены микроструктуры образцов, полученных с применением термитного состава № 1 при таких начальных условиях, в которых Тш = 25 °С, т.е. при условиях Тш/Тф: 25/25; 25/200 и 25/400 °С. а б Рис. 2. Зависимости влияния температур формы на предел прочности при растяжении (а) и относительное удлинение (б) образцов, полученных с использованием термитного состава № 1 при Тф = 25 °С, Тф = 200 °С и Тф = 400 °С а б в г д е Рис. 3. Микроструктуры образцов типа «Цилиндр» при различном увеличении (´200 слева и ´1000 справа), полученные алюмотермитным переплавом состава № 1 при различных Тш/Тф: а, б - 25/25 °C; в, г - 25/200 °C; д, е - 25/400 °C Микроструктура образца, полученного из термитного состава № 1 при Тш/Тф = 25/25 °C (рис. 3, а, б), представлена преимущественно мартенситной составляющей (темные участки) с размером зерна до 8 баллов по ГОСТ 8233-56. Феррит (светлые участки) расположен между выделяющихся игл мартенсита. Структура соответствует литому состоянию и образована при высокой скорости охлаждения металла в форме и относительно невысоком температурном градиенте между расплавом металла и формой. Микроструктура образца, полученного из термитного состава № 1 при Тш/Тф = 25/200 °C (рис. 3, в, г), искажена дендритной ликвацией в присутствии серы, оси дендритов аустенита обогащены углеродом. При охлаждении перлит (темные участки) образуется в первую очередь по дислокациям максимальной концентрации углерода. Структура представлена перлитом и ферритом в соотношении 80/20 %. Структуру образца, полученного из состава № 1 при Тш/Тф = 25/400 °C (рис. 3, д, е), составляют колонии перлита с хорошо различимой пластинчатой структурой до 2 баллов по ГОСТ 8233-56. Соотношение перлита и феррита ≈ 98/2 % согласно ГОСТ 8233-56. Структуры на рис. 3, в-е соответствуют литому состоянию. Режим литья обеспечил невысокий температурный градиент между металлом и формой, а также невысокую скорость охлаждения металла в форме, при котором успели пройти основные структурные превращения. Экспериментально установлено, что все образцы, полученные алюмотермитным переплавом состава № 1, не имеют ликвации примесных элементов по структуре сплавов, в которых наблюдается равномерное распределение элементов. Результаты получены в ходе построенных методом электронно-дисперсионной спектроскопии многослойных карт распределения химических элементов в образцах. Равномерность распределения элементов в сплавах обеспечивается интенсивным взаимодействием компонентов термитных смесей в ходе экзотермической реакции, что определяет самопроизвольное механическое перемешивание расплава и перенос примесей из зон с высокой концентрацией в зоны с их пониженным содержанием. Равномерность распределения элементов определяется также высокой температурой продуктов реакции после ее прохождения во время выдержки металла перед заливкой в форму, которая влияет на интенсификацию диффузионных процессов в расплавах. Экспериментальные образцы, полученные в углеродных формах из термитного состава № 1 при различных соотношениях Тш/Тф, обладают более высокими физико-механическими характеристиками в сравнении со сплавами, имеющими схожий химический состав, но полученными по традиционным технологическим процессам и подвергающимися характерной термообработке. В табл. 2 представлены результаты исследования экспериментальных образцов на твердость, сведенные на рис. 4 в графические зависимости. Таблица 2 Твердость образцов, полученных из состава № 1 при различных Тш/Тф Режим получения образцов (Тш/Тф) Номер точки испытания на твердость HRC Среднее значение твердости HRC 1 2 3 4 5 25/25 29 28,5 28 26,5 29 28,2 25/200 43,5 44,5 43 45 45,5 44,3 25/400 44 43,5 42 41,5 45 43,2 200/25 55 56 54,5 51,5 53 54 200/200 42 40,5 41 40 41,5 41 200/400 50 48 48,5 50 49 49,1 400/25 52 52 53 53 53 52,6 400/200 48 48 47 48,5 49 48,1 400/400 41 41 40 44 43 41,8 Рис. 4. Изменение твердости образцов, полученных из состава № 1 с различной температурой (Тш = 25…400 °С) при Тф = 25 °С; Тф = 200 °С и Тф = 400 °С: 1-5 - точки приложения нагрузки для определения твердости Значения твердости снимались с диаметрально расположенных точек на торцевых поверхностях цилиндрических образцов, как показано на рис. 3. Из данных табл. 2 видно, что значения твердости исследуемых образцов по контрольным точкам расходятся незначительно, что свидетельствует о равномерности распределения структурных составляющих в объеме заготовки в экспериментальных сплавах. Согласно зависимостям, представленным на рис. 3, минимальной твердостью 28,2 HRC обладают образцы, соответствующие по химическому составу стали 20ДХЛ, полученные при Тш/Тф = 25/25 °С. Твердость образцов, полученных при Тш/Тф = 200/25 °C и Тш/Тф = 400/25 °C составляет 54 и 52,6 HRC соответственно. Повышение твердости образцов, полученных при таких условиях, определяется как изменяющимся химическим составом сплавов, так и высоким температурным градиентом между заливаемым металлом и формой. Последнее определяет высокую скорость охлаждения литой заготовки, которая, в свою очередь, влияет на появление мелкозернистой структуры с характерными свойствами. В ряде случаев температура заливаемого металла в форму настолько велика, что позволяет обеспечить режим кристаллизации металла и его дальнейшее охлаждение в форме со скоростью роста зерна более высокой, чем скорость образования центров кристаллизации, что приводит к снижению твердости. В табл. 3 представлены сравнительные характеристики стали 20ДХЛ и сплава, полученного из шихтового состава № 1 при режиме Тш/Тф = 25/25 °С. Анализ данных табл. 3 показывает, что получение алюмотермитным способом из шихтового состава № 1 сплава, соответствующего по химическому составу стали 20ДХЛ, возможно без предварительного нагрева шихты и углеродной оснастки. Получение стали 20ДХЛ при отмеченных температурных режимах также возможно из других шихтовых составов, которые смогут обеспечить получение требуемого химического состава сплавов и свойств литых заготовок. Согласно приведенной в табл. 3 сравнительной характеристике свойств литейной стали 20ДХЛ, полученной по традиционной технологии, со свойствами получаемых экспериментальных образцов определено, что опытные образцы, не прошедшие термообработку, превосходят образцы традиционной стали 20ДХЛ, прошедшей термообработку, по пределу Таблица 3 Характеристики стали 20ДХЛ и сплава, полученного из состава № 1 Материал Химический состав, % Категория прочности отливок* Механические свойства** Режим термообработки С Mn Si S P Cr Cu sв, МПа δ, % Твердость HB Состав № 1 0,170 0,630 0,260 0,020 0,025 0,850 1,510 - 767,7 4,51 278 Без термообработки 20ДХЛ 0,15-0,25 0,5-0,8 0,2-0,4 до 0,04 до 0,04 0,8-1,1 1,4-1,6 К40 491 12 143-187 Нормализация 880-890 °C + + отпуск 560-600 °C КТ55 638 12 187-240 Закалка 880-890 °C + + отпуск 560-600 °C * Согласно ГОСТ 977-88 условный индекс «К» присваивается материалу в отожженном, нормализованном или отпущенном состоянии, а индекс «КТ» - после закалки и отпуска. **sв - временное сопротивление растяжению; δ - относительное удлинение (не менее). прочности и твердости. Относительное удлинение экспериментальных образцов меньше, чем у традиционной стали, однако последующая их термообработка способна улучшить показатели этого свойства. В ходе эксперимента установлено, что температуры шихты и формы оказывают существенное влияние на химический состав получаемых сплавов из термитных материалов. При использовании шихтового состава, предназначенного для получения сплава, соответствующего по химическому составу стали 20ДХЛ, нагрев шихты и формы в интервале температур 25-400 °C приводит к значительному повышению содержания углерода вследствие взаимодействия расплава с огнеупорной графитовой оснасткой, что делает невозможным отнесение данного сплава к стали, регламентируемой ГОСТ 977-88. Кроме того, из огнеупорной оснастки также поступает сера, содержание которой в экспериментальных образцах, полученных при большей части рассматриваемых температурных режимов, превышает верхнюю границу допуска ГОСТ 977-88. Исключениями является режимы: Тш/Тф = 25/25 °С и Тш/Тф = 25/400 °С. Остальные примесные элементы входят в заданные ГОСТ 977-88 диапазоны содержания в сталях.

About the authors

V. V Predein

Institute of Machinery and Metallurgy, Far-Eastern Branch of Russian Academy of Sciences

O. N Komarov

Institute of Machinery and Metallurgy, Far-Eastern Branch of Russian Academy of Sciences

A. V Popov

Institute of Machinery and Metallurgy, Far-Eastern Branch of Russian Academy of Sciences

S. G Zhilin

Institute of Machinery and Metallurgy, Far-Eastern Branch of Russian Academy of Sciences

References

Statistics

Views

Abstract - 17

PDF (Russian) - 4

Refbacks

• There are currently no refbacks.