Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Анализ влияния различных факторов на формирование структуры металлической матрицы в ЧШГ 8
1.1. Влияние структуры металлической матрицы на свойства отливок из ЧШГ 8
1.2. Влияние химического состава на формирование структуры металлической матрицы в ЧШГ 11
1.3. Влияние скорости охлаждения 19
1.4. Влияние инокулирующего модифицирования 24
1.5. Анализ свойств аустенита 25
1.6. Цели и задачи исследования 29
Глава 2. Теоретические основы получения отливок из ЧШГ с заданными свойствами металлической матрицы. методология исследования 31
2.1. Системная модель "металл-отливка". Определение факторов, влияющих на процессы структурообразования в ЧШГ. 31
2.2. Тенденции повышения эффективности технологических процессов получения отливок из ЧШГ 42
Глава 3. Экспериментальные исследования по получению ЧШГ с различной структурой металлической матрицы 49
3.1. Методика экспериментального исследования. 49
3.2. Влияние химического состава на структуру отливок из нелегированного ЧШГ. Структурно-прочностная диаграмма 53
3.3. Получение ЧШГ с различной структурой металлической матрицы в литом состоянии 61
3.4. Получение ЧШГ с различной структурой металлической матрицы при термообработке 69
3.5. Влияние инокулирующего модифицирования на процессы структурообразование в ЧШГ 81
Глава 4. Основы получения в ЧШГ различных структур металлических матриц 86
4.1. Анализ свойств первичного и вторичного аустенита 86
4.2. Оценка влияния факторов охлаждения на процессы формирования структур в ЧШГ 94
Глава 5. Оптимизация технологических процессов, получения отливок из ЧШГ с заданной структурой металлической матрицы 103
5.1. Методика разработки экспертных систем и L UI доказательство рациональности их применения для прогнозирования конечных структур в отливках из ЧШГ 103
5.2. Экспертная система "чугун с шаровидным графитом" 109
Глава 6. Разработка и внедрение технологии изготовления отливок из ЧШГ с высокими эксплуатационными характеристиками и технико-экономическое обоснование 116
6.1. Литье втулок подшипников на ОАО "БМЗ" 116
6.2. Производство поршневых колец на ОАО "КЗПК" 118
6.3. Технико-экономическая эффективность технологических процессов 132
Общие выводы 134
Список использованной литературы 136
Приложения 150
- Анализ свойств аустенита
- Получение ЧШГ с различной структурой металлической матрицы при термообработке
- Оценка влияния факторов охлаждения на процессы формирования структур в ЧШГ
- Производство поршневых колец на ОАО "КЗПК"
Введение к работе
Актуальность темы: Рыночные экономические взаимоотношения пре-определяют для успешной конкурентной борьбы ориентацию производства на іирокий ассортимент и высокое качество выпускаемой продукции. Это повы-іает уровень требований к технологическим процессам. В литейном производ-гве в этих условиях актуальной является задача получения качественных отли-эк из чугуна с шаровидным графитом (ЧШГ) с заранее заданными механиче-кими и эксплуатационными свойствами непосредственно из литого состояния, отливках из ЧШГ графит имеет компактную форму, которая локализует воз-икающие при эксплуатации напряжения, поэтому решающее значение приоб-зтает структура металлической матрицы, изменяя которую можно получить их широким диапазоном механических и эксплуатационных свойств. Особенно сгуалыюй при этом является задача получения отливок из ЧШГ с бейнитной груктурой металлической матрицы, которая обеспечивает наиболее высокие ссплуатационные свойства. Получение таких структур в отливках из ЧШГ наи-элее широко используемым для этого способом изотермической закалки требу-г значительных затрат на его реализацию. Поэтому изучение и разработка эф-ективных методов управления процессами структурообразования в отливках из ШГ в процессе их получения является актуальной задачей, решение которой эзволит снизить расход материальных, энергетических и трудовых ресурсов.
Целью работы получение отливок из ЧШГ с заданной структурой метал-ічєской матрицы за счет регулирования процессов структурообразования. Для достижения цели были поставлены следующие задачи; Определить факторы, влияющие на процессы структурообразования в твердой фазе, и оценить степень их воздействия на механизм формирования конечной структуры отливок из ЧШГ.
Разработать консолидирующую модель процессов структурообразования, протекающих в твердой фазе, и технологических процессов получения отливок из ЧШГ с заданной структурой.
Исследовать механизм формирования бейнитных структур в ЧШГ и на их базе разработать теоретические основы получения таких структур в отливках из литого состояния.
Провести экспериментальные исследования по получению различных структур металлической матрицы за счет регулирования условий охлаждения отливок из ЧШГ.
Разработать способы, позволяющие прогнозировать и эффективно управлять технологическими процессами получения заданных структур в отливках из ЧШГ.
Внедрить в производство разработанные способы получения качественных отливок из ЧШГ с заданными структурой и свойствами.
4 Научная новизна работы состоит в получении ряда новых, уточненщ дополнении известных теоретических, экспериментальных и практических ] зультатов в области получения отливок с заданными свойствами. а Создана концептуальная системная модель "Металл-Отливка", учитываюц основные факторы, которые оказывают влияние на процессы образован структуры металлической матрицы в чугунах. На базе этой модели разраС таны методологические аспекты исследования процессов структурообра: вания в ЧШГ.
Разработан способ получения заданных структур в ЧШГ из литого состс ния, сущность которого заключается в применении "горячей" выбивки отл вок из формы при Т= 900...1000 С и последующей изотермической закал с температур, определяемых требуемыми структурами металлической мг рицы в отливках из ЧШГ. Разработана программа, позволяющая определя время выбивки отливок из формы при заданных температурах. Для регис рации способа подана заявка на патент (регистрационный № 2000118677/ (019614)).
Установлены корреляционные зависимости совместного влияния С, Мп, і Си и толщины стенки отливки на количество структурных составляющих ЧШГ из литого состояния.
о Построены структурная и прочностная диаграммы, позволяющие определя количественный состав структуры металлической матрицы и твердость о ливок из перлитно-ферритного ЧШГ, полученных литьем в песчан глинистые формы.
о Установлена "наследственная" связь образования конечных бейнитнь структур, полученных из литого состояния, со строением первичного ауст нита. Выявлено, что "наследственные" свойства конечной структуры, в сво очередь, определяются распределением химических элементов в исходно аустените.
q На основе экспериментальных исследований установлена зависимость теї пературы аустенизации при нагреве с морфологическими особенностям бейнитных структур ЧШГ, что позволило рекомендовать определенные ві сокие температуры для получения аусферритных структур.
а Определена хронологическая связь между процессами, протекающими пр дополнительном модифицировании ЧШГ кремнистыми лигатурами и врем< нем действия инокулирующего эффекта.
а На основе экспериментального термического анализа охлаждения отливок і ЧШГ разработана программа расчета на ЭВМ кривых охлаждения, с пом< щью которой можно прогнозировать направление процессов структурообрі зования, протекающих при охлаждении, и конечные структуры в отливках і ЧШГ.
5 э Разработана экспертная система "Чугун с шаровидным графитом". Система на основе анализа механических и эксплуатационных свойств определяет оптимальную структуру металлической матрицы и затем с учетом технологических параметров конкретной отливки рекомендует направление разработки производственного процесса для получения заданных структур в отливках из ЧШГ в соответствии с динамикой развития системной модели "Металл-Отливка".
Практическая ценность и реализация результатов работы. Разработанные в ходе исследования методы и способы позволили повысить эффектив-юсть технологических процессов получения качественных отливок из ЧШГ.
С применением ЭС "Чугун с шаровидным графитом" был усовершенство-іан технологический процесс производства отливки "Втулка", выпускаемой на )АО "Брянский машиностроительный завод" и ОАО "Сантехлит" определены штимальные химические составы, режимы модифицирования и заливки для шличных типоразмеров группы отливок типа "Втулка". Результаты в виде тех-юлогических рекомендаций были внедрены на ОАО "Брянский машинострои-ельный завод", что позволило повысить стабильность производства отливок, низить их брак и затраты на дополнительную термообработку, применяемую іля устранения структурного несоответствия.
Были проведены исследования по оптимизации структуры поршневых ко-ец с целью увеличения их эксплуатационных и механических свойств. В ре-ультате оптимальными были признаны структуры троостита, бейнита и мартен-ита отпуска. Были найдены оптимальные режимы термообработки, которые овысили стабильность и эффективность производственного процесса получе-ия поршневых колец с заданными структурами металлической матрицы. Проедены работы по замене чушкового чугуна стальными металлоотходами, отра-отана технология выплавки полусинтетического чугуна. Внедрение результа-эв работы на ОАО "Клинцовский завод поршневых колец" позволило повысить ровень экономической эффективности и стабильность производственных провесов.
Апробация работы: основные материалы работы докладывались и обсу-дались на III Всероссийском съезде литейщиков (Владимир, 1997 г.), межву-)Вской научно-технической конференции "Металловедческие проблемы в ма-иностроении" (Брянск, 1997 г.), 3-й Международной научно-технической энференции "Проблемы повышения качества промышленной продукции" >рянск, 1998 г.), 54-ой и 55-ой научных конференциях профессорско-эеподавательского состава БГТУ (Брянск, 1998, 2000 гг.), межвузовской науч-э-технической конференции "Металловедческие проблемы в машиностроении" '.рянск, 1998 г.), научно-технической конференции "Металлургия в машино-роении" (Н. Новгород, 1999 г.), международной научно-технической конфе--НЦИИ "Дороги-2000" (Брянск, 2000 г.).
Публикации. По теме диссертации опубликованы 16 печатных работ подана одна заявка на изобретение.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, ше ти глав, общих выводов, списка использованной литературы (189 наименовани и приложения. Диссертация содержит 160 страниц текста, 49 рисунков и 15 та лиц.
Анализ свойств аустенита
Независимо от условий плавки, легирования, модифицирования, скорости охлаждения структура чугуна определяется фазовыми превращениями, происходящими в твердом состоянии, которые в свою очередь зависят от свойств аустенита. Все рассмотренные факторы оказывают воздействие именно на состояние аустенита. Под его свойствами прежде всего понимается устойчивость при полиморфном превращении, а также его структура и строение [66].
По мнению Ю.М. Лахтина [75], уменьшение устойчивости аустенита и рост скорости его превращения с увеличением степени переохлаждения в перлитной области объясняется возрастанием разности свободных энергий аустенита с вновь образующимися фазами. Такой термодинамический подход к объяснению процессов превращений свойственен большинству исследователей. С увеличением степени переохлаждения происходит уменьшение размера критического зародыша, т.е. зародыша, способного к последующему росту. Дальнейшее повышение устойчивости аустенита на Т-Т-Т - диаграммах (рис. 2) и уменьшение скорости превращения при больших степенях переохлаждения в бейнитной области, результатом которого является снижение скорости образования и роста новых фаз, объясняется замедлением процессов диффузии. Например, причиной высокой устойчивости, переохлажденного аустенита легированных чугунов в области перлитного превращения считают [115] распад аустенита на феррит и цементит. Образование такой феррито-карбидной структуры происходит диффузионным перераспределением не только углерода, но и легирующих элементов, в ходе которого карбидообразующие элементы переходят в цементит, а графитизирующие элементы в феррит. Замедление распада аустенита в перлитной области на Т-Т-Т- диаграммах, таким образом, является следствием малой скорости диффузии легирующих элементов в у- и а-фазах.
Разногласия возникают при определении понятия инкубационного периода распада аустенита. М.Е. Блантер [14] не согласен с выводами Ю.М. Лахтина о том, что инкубационный период распада есть время, необходимое и достаточное для флуктационного образования зародышей критического размера необходимого состава и строения. По его расчетам частота колебаний атомов железа «9x10 пер/с, т.е. вероятность образования зародыша критического размера весьма велика. На основании экспериментальных данных М.Е. Блантер утверждает, что причиной возникновения инкубационного периода является порог чувствительности метода, т.е. возможность обнаружения минимального количества вновь образующейся структуры. Образование новой фазы, по его мнению, происходит фактически мгновенно, но отказаться от понятия "инкубационный период" невозможно, так как на этом базисе строятся Т-Т-Т - диаграммы, используемые для прогнозирования и моделирования процессов термообработки.
В дальнейшем при последующих исследованиях и доказательствах предлагается принять следующую аксиому: "устойчивость аустенита определяется не инкубационным периодом, а скоростью диффузионных процессов, протекающих в аустените при формировании новой фазы". В перлитной области скорость определяется диффузией железа, углерода и легирующих элементов (Si, Mn, Ni и т.д.), в бейнитной - диффузией углерода. В доказательство приведенного определения можно привести мартенситное превращение, которое протекает бездиффузионно, и как следствие, отсутствие для данного превращения инкубационного периода.
В работах [15, 18, 20, 35, 110] отмечается факт повышенной устойчивости первичного аустенита чугуна, полученного после затвердевания отливок, по сравнению с вторичным аустенитом, полученным после термообработки (рис.3). Данный факт в работе [35] объясняется накапливающимися дислокациями при охлаждении отливок, что в дальнейшем облегчает зарождение цементита и феррита при эвтектоидном превращении.
В действительности известно, что затвердевшие металлы и сплавы обычно не являются стабильными по ряду причин: во-первых, они химически неоднородны; во-вторых, содержат избыточные вакансии, дислокации, межзеренные границы, субграницы несплошностей и другие дефекты строения, что значительно повышает термодинамический потенциал системы. При последующей термообработке система стремится к снижению свободной энергии, что приводит к уменьшению дефектов структуры. Скорость этих процессов определяется подвижностью атомов (энергия активации), которая растет с повышением температуры в соответствии с уравнением Аррениуса. Таким образом, последующая термообработка закристаллизовавшихся отливок приводит к сокращению дефектов и росту зерен аустенита, что, как следствие, влечет за собой уменьшение скорости диффузионных процессов углерода и железа и повышение устойчивости [27, 83]. Получается, что факт повышенной устойчивости первичного аустенита не может быть объяснен с точки зрения наличия повышенного числа дефектов в структуре закристаллизовавшихся чугунных отливок. Но само знание факта повышенной устойчивости первичного аустенита открывает весьма широкие перспективы для получения ранее заданных структур в литом состоянии и требует более пристального изучения этого вопроса.
Аустенит в ЧШГ в редких случаях является конечной структурой, поэтому большую роль в процессах структурообразования играет механизм его распада. При получении ферритной, перлитной и бейнитной структур, как было указано выше, большую роль играют процессы диффузии углерода. При мартенситном превращении происходит когерентный сдвиг кристаллической решетки на межатомные расстояния и диффузионные процессы несвойственны данному виду превращений. Особенно много разногласий возникает по вопросу механизма бейнитного превращения [188]. С классической точки зрения, освещенной в работах М.Е. Блантера [14], А. Портевена, П. Шевенара, Э.К. Бейна и Э.С. Девенпорта [129], механизм бейнитного превращения характеризуется предварительным перераспределением углерода, в результате которого образуются обогащенные и обедненные этим элементом участки у-фазы. В участках, обедненных углеродом, происходит превращение аустенита по мартенситному механизму, при этом термодинамическая система стремится к уменьшению свободной энергии, что приводит к образованию карбидной фазы и вызывает дополнительное увеличение участков аустенита, обедненных углеродом, в которых продолжается распад аустенита по мартенситному механизму.
Другие предположения высказываются А.А. Жуковым, Р.И. Энтиным и М.П. Арбузовым [38, 41]. В соответствии ними распаду аустенита при бей-нитном превращении предшествует спинодальное расслоение, в результате которого формируются зоны с пониженным и повышенным содержанием углерода в аустените. Спинодальное превращение требует выполнения следующего термодинамического условия: GldKО, т.е. когда кривая концентрационной зависимости свободной энергии сплавов имеет отрицательную кривизну. Это предположение было опровергнуто в работе [94], где на основе термодинамического анализа было доказано, что в Fe-C - сплаве самопроизвольное расслоение невозможно. В последних работах А.А. Жукова [36] утверждается, что спинодальное расслоение в Fe-C -сплавах возможно и большую роль при этом играют процессы, происходящие при затвердевании чугуна в соответствии с метастабильной схемой затвердевания. Повышенная концентрация углерода в местах, первоначально содержащих цементит, приводит к сохранению в них специфических особенностей, свойственных кристаллическому строению цементита. При дальнейшем превращении в этих местах возникают силы притяжения, здесь и происходит восходящая диффузия углерода. Но и эта лишь гипотеза, и она требует дальнейшего исследования.
Таким образом, исследование в области изучения свойств аустенита позволяет глубже взглянуть на процессы структурообразования в целом, и не только при формировании бейнитной структуры металлической матрицы в ЧШГ.
Получение ЧШГ с различной структурой металлической матрицы при термообработке
Благодаря повышенному интересу к бейнитным структурам были проведены исследования термической обработки ЧШГ как в нашей стране, так и за рубежом (п. 1.3).
При исследовании влияния термической обработки на процессы структурообразования выбирались такие критические ее параметры, которые позволили бы выявлять характерные морфологические особенности получаемых структур. Результаты исследований были использованы для сравнительного анализа, из которого можно было сделать выводы о направлениях фазовых превращений при термообработке отливок из ЧШГ (п. 4.1).
К изменяемым в ходе исследования параметрам термообработки относятся температура нагрева образцов на аустенизациго и время выдержки при этих температурах, различные виды термообработки и режимы охлаждения. Исследуемые режимы термообработок приведены в табл. 3.
С целью сокращения погрешностей от изменения химического состава на структурные превращения в ЧШГ образцы ("пятачки") для термообработки изготавливались из отливок одной плавки с общим химическим составом (в мае. %): 3,2 С; 1,66 Si; 0,3 Мп; 0,07 Р; 0,018 S; 0,045 Mg; 0,18 Mo; 0,62 Ni; 0,54 Си; 0,2 Cr; остальное - Fe. Химический состав чугуна был выбран на основе литературного анализа (п. 1.2).
Литая структура образцов (рис. 19) представляет собой чугун с шаровидным графитом и перлитно-цементитной металлической матрицей, включения графита неправильной формы. Такой вид исходной структуры был выбран неслучайно, наличие различных составляющих в ЧШГ позволило определить взаимосвязь исходной матрицы с процессами, происходящими при термообработке.
Отжиг образцов (рис.20) проводился с целью исследования процессов диффузии при термообработке. Использовался высокий нагрев на аустенизацию для получения однородной, гомогенной структуры легированного аустенита. Дальнейшее медленное охлаждение и выдержка образца с печью при температуре 680 С позволяло протекать в чугуне диффузионным процессам не только углерода, но и железа, и легирующих элементов.
Матрица у графитных включений имеет ферритную структуру. По мере удаления от графита ферритная структура сменяется перлитом, сопряжение цементитно-ферритных пластин у которого нарушено, цементит стремится к коагуляции и структура металлической матрицы переходит в зернистый перлит. Получение такой разнородной структуры в ЧШГ объясняется диффузионными процессами, происходящими при термообработке, и стремлением чугуна снизить термодинамический потенциал системы. При первоначальном нагреве в образце происходит превращение перлита е С + Fea = Fey, система стремится гомогенизировать структурный состав по всему объему. Возникает градиент концентраций углерода, под действием которого начинает происходить диффузия углерода от аустенита к графиту. Поэтому при дальнейшем медленном охлаждении вокруг графитных включений формируется безуглеродистая зона, которая в конечной структуре представляет феррит. Диффузия углерода из глубины аустенитной матрицы протекает через объемы феррита, изолирующие графитные включения, что замедляет диффузионный процесс, так как происходит увеличение длины диффузионных путей. Поэтому весь углерод не успевает продиффундировать к графиту и высокоуглеродистый аустенит при охлаждении превращается в перлит. Процессы самодиффузии железа и легирующих элементов, которые были сосредоточены в цементите, замедляются при Тпеч = 680 С. Легирующие элементы снижают термодинамическую активность углерода и способствуют перлитизации структуры ЧШГ.
Интерес для изучения процессов формирования бейнитных структур представляет нормализация, имеющая как вид термообработки довольно высокий производственный потенциал (режимы термообработки №4 и №5 в табл. 3., рис. 21 и 22 соответственно). Образцы после выдержки при температурах аустенизации, охлаждались на воздухе в идентичных условиях. Они имели одинаковый химический состав, но разную температуру и время выдержки на аустенизацию, что позволяет провести сравнительный анализ и выявить отличительные особенности влияния аустенизации на получаемые структуры металлических матриц в ЧШГ.
Исследование микроструктуры и микротвердости свидетельствует о том, что структура матрицы образца при термообработке №5 более твердая, чем при термообработке №4. Игольчатое строение (рис. 22) и высокая твердость указывают на то, что перед нами нижний бейнит. Структура образца, соответствующая обработке №4 (рис. 21), относится к зернистому верхнему бейниту. Возникает некое противоречие при объяснении данного факта: ведь принято считать, что при одинаковом легировании и скоростях охлаждения в ЧШГ формируются одинаковые структуры. Для объяснения процессов, происходящих при нормализации в ЧШГ, обратимся к рис. 23, на котором условно показана термокинетическая диаграмма превращения аустенита.
Кривая 2 обозначает охлаждение от 950 С (термообработка №4), а кривая 1 - нормализацию от 920 С (термообработка №5). "Пятачок" при термообработке №4 имеет температуру нагрева выше, чем при обработке №5 на ЗО С. В случае термообработки по режиму №4 аустенит будет более насыщен углеродом, чем в образце по режиму №5. Это объясняется более высокими температурами и гораздо более длительной выдержкой на аустенизацию. Это в соответствии с теорией фазовых превращений, происходящих в твердом состоянии в железоуглеродистых сплавах, влечет за собой два явления. Во-первых, при повышении содержания углерода в у-растворе его устойчивость повышается, что приводит к сдвигу областей бейнитного превращения вправо (рис. 23) для образцов, прошедших нормализацию по режиму №4. Во-вторых, увеличение количества углерода в аустените приводит к понижению температуры начала мартенситного превращения, т.е. область бейнитного превращения Б2 опускается ниже вместе с линией начала мартенситного превращения Мн2. Смещение области бейнитного превращения Б2 объясняется тем, что зарождение бейнитного феррита происходит сдвиговым (мартенситным) способом. Зарождение в высокоуглеродистом аустените бейнитного феррита затруднено, и следовательно, диффузия углерода возможна при более низкой температуре, за счет увеличения его концентрации в аустените. Так как мартенситное превращение в более насыщенном углеродом аустените протекает при более низких температурах, этот факт был отмечен в п.1.2., то бейнитная область опускается вместе с ним. В доэвтектоидных и эвтектоидных сталях данное явление проявляется не столь явно в отличие от чугунов и заэвтектоидных сталей, где возможность насыщения аустенита происходит за счет растворения высокоуглеродистой фазы. Изменение содержания углерода в аустените условно можно определить по кривой E S на диаграмме Fe-C. Однако это лишь приближенная оценка, так как кроме температуры на содержание углерода в аустените при вторичном нагреве большое влияние оказывает скорость нагрева, время выдержки при определенной температуре, а также немаловажно наличие или отсутствие легирующих элементов (п. 1.3). На рис. 23 кривые 1 и 2 параллельны друг другу, это объясняется одинаковой скоростью охлаждения при нормализации. Точка А является условной точкой пересечения границы области бейнитного превращения при термообработке №4 и располагается в нижней части бейнитной области, которая характеризуется тем, что в ней диффузионные процессы происходят замедленно, что приводит к формированию в чугуне структуры нижнего бейнита. Аналогично точка В определяет место пересечения кривой охлаждения 2 области бейнитного превращения Б2. Точка В располагается в верхней части области, где при непрерывном охлаждении происходит формирование зернистого верхнего бейнита. Растущие кристаллы феррита оттесняют углерод в аустенит, и при последующем охлаждении он распадается по мартенситному механизму с выделением карбидной фазы и последующим превращением обезуглероженного аустенита в феррит. Таким образом, полученные разнородные структуры в образцах одинакового химического состава и прошедших одинаковые виды термообработки определяются температурой аустенизации и временем выдержки при этих температурах.
Оценка влияния факторов охлаждения на процессы формирования структур в ЧШГ
Одним из обобщающих критериев, позволяющих анализировать направление процессов структурообразования, являются кривые охлаждения, фиксирующие процессы кристаллизации и фазовых превращений. Кривые охлаждения учитывают влияние многих факторов, имеющих отношение к системе "Металл-Отливка", при этом контролируются тепловые процессы, происходящие в системе "Металл".
Проведем анализ кривых охлаждения, полученных для образцов плавок №1 и №2 (химсостав и условия охлаждения описаны в п. 3). На рис. 33 представлены кривые охлаждения образцов плавок №2 с повышенным легированием Ni и Мо. Кривая 1 фиксирует охлаждение образца в форме, кривая 2 - охлаждение образца с предварительной "горячей выбивкой" при Твыб = 950 С. Так как образцы до 950 С охлаждались в одинаковых условиях (песчано-глинистая сухая форма), то на начальном этапе кривые 1 и 2 совпадают. При 1100 С на кривых охлаждения наблюдается эвтектическая площадка. При дальнейшем охлаждении образцы, соответствующие кривой 2, выбивались из форм при 950 С и остывали на воздухе. Это объясняет резкий скачок на кривой 2 при 1100...900 С. Последующее охлаждение выбитого образца происходило более интенсивно, чем образца, охлажденного в форме. На кривых охлаждения отсутствует площадка, соответствующая эвтектоидному превращению. Это объясняется особенностями получаемых структур. Напомним в данном случае: повышенное легирование Ni и Мо привело к повышению устойчивости аустенита и получению самозакаливающихся мар-тенситных структур (рис. 15-17). Поэтому в фиксируемых кривыми охлаждения интервалах [1300...300 С] отсутствовали превращения в твердой фазе. Для более углубленного анализа кривых охлаждения была создана компьютерная программа, позволяющая находить скорости и ускорения охлаждения образцов. В основе алгоритма программы для построения диаграмм скоростей охлаждения лежит метод дифференцирования кривых охлаждения, первые производные - скорость охлаждения (рис. 34), вторые производные - ускорение (торможение) охлаждения (рис. 35)
Резкий спад скорости охлаждения (рис.34) на начальном этапе объясняется заливкой образца в форму. В дальнейшем образец, соответствующий кривой 2, выбивался из формы, что привело к увеличению скорости иохл » 300 С/мин. Образец 1 прореагировал не столь резко, скорость его после эвтектического превращения быстро стабилизировалась, что нельзя сказать о другом образце, для стабилизации его скорости потребовалось некоторое время. В дальнейшем скорость образца 2 была выше, так как происходило более интенсивное охлаждение на воздухе. На рис. 35 отображены кривые ускорения (торможения) процесса охлаждения образцов. Особенно значительные различия наблюдаются в интервале [1...4], именно в этот момент образцы претерпевают глобальные изменения под воздействием многочисленных термокинетических факторов.
Противоположную картину (рис. 36) имеют кривые, фиксирующие охлаждение образцов плавки №1 с предварительной "горячей" выбивкой их из формы при Твыб = 950 С. На кривой скорости охлаждения (рис.37) в данном случае четко фиксируются эвтектическое и эвтектоидное превращения. Им соответствует резкое снижение скорости, в случае эвтектического превращения она равна нулю, а эвтектоидного - скорость охлаждения снижается до 7 С/мин.
На рис.37 интервал (А) обозначает расчетное время "горячей выбивки", определенное с помощью разработанной ранее (п. 2.1) программы. Отклонение расчетного значения от реального составила 10 %, что для расчетов такого уровня является неплохим результатом.
Эвтектическое и эвтектоидное превращения в ЧШГ происходят в изотермических условиях, т.е. при постоянных температурах, поэтому скорость охлаждения приближается к нулевой отметке. На рис. 34 и 37 явно прослеживается уменьшение скорости в начальный период охлаждения образцов.
Кривая охлаждения образца плавки №1 начинается с 1180 С - более низкой температуры, чем для образцов плавки №2, исходя из таких начальных условий трудно проследить процесс кристаллизации чугуна. Температура охлаждения образцов в эвтектическом интервале происходит в изотермических условиях, поскольку отводимое тепло компенсируется теплом превращения, которое выделяется при кристаллизации эвтектики. Аналогичные условия наблюдаются и при эвтектоидном превращении, где отводимое тепло компенсируется теплом у —ж превращения.
Величины площадок, соответствующие эвтектическому и эвтектоид-ному превращениям, будут тем больше, чем скрытая теплота превращения и чем больше масса отливки. С увеличением скорости охлаждения теплота превращения быстрее отводится от отливки и величина площадки уменьшается пропорционально скорости теплоотвода. Положение площадок наилучшим образом определять при помощи зависимостей скоростей охлаждения от времени, в местах кривых, ответственных за фазовые превращения, наблюдаются аттракторы (условия существования аттрактора скорости)
Легирующие элементы повышают устойчивость аустенита, что приводит к изменению кривой охлаждения и смещению положения изотермической площадки, соответствующей эвтектоидному превращению (рис. 33). К сожалению, только на основании анализа кривых охлаждения затруднительно определять химический состав, так как многие химические составляющие оказывают аналогичное влияние на изменение устойчивости аустенита. Но детальный анализ отдельных участков кривых охлаждения позволяет прогнозировать получаемые конечные структуры в отливках из ЧШГ. Фиксируя продолжительность эвтектического и эвтектоидного превращений при известных химическом составе и скорости охлаждения в точках бифуркаций, можно предсказать конечную структуру в отливках из ЧШГ.
Разработанная программа, результаты которой приведены в данной главе, служит основой для создания комплексной системы (рис. 38) исследования и прогнозирования процессов структурообразования на основе анали за кривых охлаждения отливок. Структура комплекса следующая: измерительный датчик, фиксирующий процессы охлаждения в отливках; аналогово-цифровой преобразователь, устройство для преобразования аналогового сигнала (сигнала с датчика температуры) в цифровой сигнал для ввода и обработки его в компьютере; прикладное программное обеспечение, совокупность программ для решения вышепоставленной задачи.
Следующий способ исследования влияния скорости охлаждения на процессы структурообразования заключается в изучении результатов конечных структур сформировавшихся отливок в условиях изменяющегося охлаждения при литье в кокиль. Скорость охлаждения отливок, залитых в металлические формы, регулировалось с помощью варьирования состава красок, которыми покрывалась внутренняя рабочая полость кокиля. Впервые на важность роли, которую играют краски в процессе охлаждения кокиля, обратил внимание А.И. Вейник [8].
Исследование проводили на шарах 0 60 мм, отлитых в 12-ти шаровой кокиль. Чугун выплавляли в тигельной индукционной печи ИСТ-0,06 с кислой футеровкой. Модифицирование производилось по "сэндвич процессу" в 2 5-ти кг ковше, модификатор ЖКМК-4р. Расплав заливали при Тзал « 1360... 1380 С в предварительно подогретый до 200 С кокиль. Материал кокиля - серый чугун. Состав ЧШГ (в мае. %): 3,2 С; 2, 28 Si; 0,62 Мп; 0,034 Р; 0,021 S; 0,062 Mg; 0,78 Ni; 0,53 Си; 0,48 Сг; 0,35 Мо; остальное - Fe. Химический состав чугуна для шаров был определен на основании ранее проведенных исследований [113]. После затвердевания шары выбивались при Твыб «550 С. красок. Таким образом, удалось смоделировать условия, при которых оба ряда шаров имели одинаковый химический состав и температуру заливаемого
Конструкция кокиля (рис. 39) представляет собой два симметричных ряда, по оси симметрии располагается стояк. Ряды заливаются снизу. В каждом ряде располагается по 6 шаров, ряд венчает полушаровая открытая прибыль. Каждый отдельный ряд покрывали различными типами кокильных
Производство поршневых колец на ОАО "КЗПК"
Поршневые кольца до 1950 г. изготавливались преимущественно из серого чугуна, главным образом нелегированного или низколегированного и лишь в редких случаях из легированного ЧПГ с последующей закалкой и отпуском [76].
В 50-60 гг. в связи с открытием процесса получения ЧТТТГ происходит его постепенное внедрение и к началу 70-х годов он начинает широко использоваться как материал для изготовления поршневых колец [68, 158]. Уступая серому чугуну в теплопроводности, но, превосходя его в прочности и износостойкости, ЧТТТГ составляет ему высокую конкуренцию [28, 53, 114]. Большую роль в исследовании возможности применения ЧШГ в качестве материала для изготовления поршневых колец провел О.Н. Крючков [67-69]. По результатам его работы и ряда других [187] оптимальной для поршневых колец из ЧШГ признана перлитная структура с включениями феррита и цементита, не более 10 % каждого из составляющих матрицы ЧТТТГ [19]. Но по причине односторонности этого исследования (изучался только ЧШГ с перлитной матрицей), которое ограничивалось строгими ТУ и ГОСТ, не были проведены исследования других структур, обладающих высокими триботех-ническими и прочностными характеристиками.
Китайские исследователи [178] предлагают для получения качественных поршневых колец применять ЧШГ, легированные ниобием. Применение ниобиевого чугуна вместо известного содержащего Си, Сг, Мо, в 2 раза повышает ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ и термическую стабильность поршневых колец, а также полностью устраняет их поломки. Но с другой стороны, применение дорогостоящей легирующей добавки значительно повышает себестоимость поршневых колец.
По данным исследований, проводимых в НИИИНФОРМТЯЖМАШ, оптимальной признана структура колец из ЧШГ, подверженных азотированию [128].
Между тем работы, проведенные за рубежом [56, 149, 151], показывают, что в условиях напряженных режимов трения (при больших давлениях и температурах) и возможности нарушения масляной пленки износ поршневых колец из легированного перлитного ЧШГ значительно сильнее, чем из ЧШГ с трооститной или бейнитной структурами. Это открывает широкие перспективы для совершенствования технологического процесса получения поршневых колец из ЧШГ. Как было неоднократно сказано выше, указанные структуры могут быть получены как легированием, так и термообработкой.
Коротко остановимся на технологических процессах получения отливок для поршневых колец. Имеется два основных направления: это индивидуальная отливка колец [60] и отливка маслот, из которых методом точения вырезают отдельные кольца. Маслоты получаются литьем в песчано-глинистые формы и центробежным литьем [6, 34]. Каждая из технологий имеет свои преимущества и недостатки, но при литье маслот в песчано-глинистую форму наблюдается значительно меньший уровень брака [136].
Поршневые кольца являются ответственными деталями, работающими в тяжелых условиях эксплуатации, поэтому к ним предъявляются повышенные требования, которые в свою очередь определяют выбор материала, применяющегося для их изготовления. Приведем некоторые свойства, которыми должен обладать материал, используемый для производства поршневых колец [128,158]:
1. Высокая износостойкость рабочей поверхности колец в условиях работы трения со смазкой. Кроме того, материал должен выдерживать нагрузку при временном отсутствии смазки.
2. Материал должен обладать высокими прочностными свойствами при повышенных температурных режимах работы.
3. Структура и свойства материала должны быть стабильными и не претерпевать заметных изменений при длительной эксплуатации.
На КЗПК для производства колец используется ЧПГ и ЧШГ, химические составы которых приведены в табл. 9.
Возрастающие мощности двигателей повышают уровень требований, предъявляемых к материалам поршневых колец. В связи с этим было проведено исследование по определению оптимальных структур колец, которые позволили бы повысить их эксплуатационные свойства. Получение более прочных (чем перлитные) структур из литого состояния при маслотном способе получения колец нерационально, так как это привело бы к повышению трудозатрат на механическую обработку. Поэтому в этом случае наиболее оптимальным способом является термообработка разрезанных колец.
В настоящее время на КЗПК проводится искусственное старение и термофиксация замка поршневых колец, вырезаемых из маслот. Эти виды термообработки проходят с нагревом до критической температуры Ась что не обеспечивает процессов перекристаллизации Ф, П, Цц —»А и приводит лишь к частичному снятию внутренних напряжений в кольцах. Для улучшения микроструктуры чугуна поршневых колец необходимо осуществлять их термообработку с нагревом выше критической температуры Ась что обеспечивает перекристаллизацию исходной микроструктуры чугуна и улучшает I свойства колец за счет последующего регулируемого охлаждения.
Исследование проходило в два этапа: на первом определялись оптимальные структуры металлической матрицы, на втором - режимы термообработки, обеспечивающие стабильное получение заданных структур. Исследовались кольца из двух марок чугунов: А-ВПЧ-ХНММ и СЧМ-1.
Поршневые кольца, как ранее было отмечено, работают в условиях износа, вибрации и циклических нагрузок при повышенных температурах. В этих условиях лучшие свойства чугуна обеспечивают такие составляющие его микроструктуры, как сорбит (С), троостит (Т), бейнит (Б). Эти составляющие микроструктуры чугуна можно получать его нагревом выше критической температуры АС1 с последующим охлаждением на воздухе (нормализация) или в высокотемпературных охлаждающих средах - в расплавах солей, легкоплавких металлов (изотермическая закалка) или в воде или машинном масле (закалка с последующим отпуском).
Провели несколько видов термообработки поршневых колец и исследовали их микроструктуру, твердость и износ. Данные этих экспериментов приведены в табл. 11. Из таблицы видно, что наименьший износ образцов из колец достигается при их изотермической закалке, обеспечивающей в них микроструктуру бейнита. Нормализация также снижала износ образцов по сравнению с литым состоянием, что обеспечивалось улучшением при этом микроструктуры чугуна. Особенно эффективной оказалось изотермическая закалка образцов из высокопрочного чугуна, приведшая к снижению их износа более чем в 2...3 раза. Термообработка образцов из серого чугуна уменьшила их износ в 1,3... 1,5 раза.
Результаты последующих исследований приведены в табл. 12 и 13. Анализ данных этих таблиц показал, что оптимальной структурой металлической матрицы для поршневых колец, обеспечивающей высокий уровень свойств, является трооститная микроструктура. Бейнитные и мартенситные структуры (рис. 46 и 47) повышают износостойкость колец, но не удовлетворяют требованиям, предъявляемым к прочности изделий. Причиной низкой прочности колец при их изгибе с металлическими бейнитными и мартенсит-ными матрицами следует считать термические напряжения, возникающие при нормализации, закалке в воду или изотермическую среду. Поэтому для снижения уменьшения внутренних напряжений в кольцах после их нормализации или закалки следует проводить дополнительный отпуск.
Ранее было отмечено, что структура колец должна отличаться стабильностью при эксплуатации, что не может быть обеспечено при бейнитных и мартенситных структурах металлических матриц. Это объясняется свойствами данных типов структур, которые являются метастабильными и при увеличении температур стремятся уменьшить уровень свободной энергии системы, за счет образования термодинамически более устойчивых структур. Для повышения стабильности мартенсита или бейнита необходимо производить повышенное легирование специальными элементами, которые расширяют область существования у-фазы, что в свою очередь приводит к повышению себестоимости колец. Увеличение температуры, которое может привести к изменению структуры, обеспечивается условиями работы колец. Температура в дизеле при работе может достигать 400...500 С. Исходя из этих условий работы поршневых колец рекомендуемая температура отпуска определяется рабочими температурными интервалами 400.. .500 С.
