4
МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ РЕСПУБЛИКИ БЕЛАРУСЬ Белорусский национальный технический университет
Механико-технологический факультет
ЛИТЬЁ И МЕТАЛЛУРГИЯ 2022
Сборник научных работ
V Международной научно–практической интернет конференции студентов и магистрантов
24–25 ноября 2022 года
Минск БНТУ
2022
ОРГКОМИТЕТ ПРЕДСЕДАТЕЛЬ:
Николайчик Ю.А., проректор по учебной работе, к.т.н., доцент БНТУ, РБ СОПРЕДСЕДАТЕЛЬ:
Иванов И.А., декан механико-технологического факультета, д.т.н., профессор БНТУ, РБ ЧЛЕНЫ ОРГКОМИТЕТА:
Пантелеенко Ф.И., член-корр. НАНБ, Заслуженный деятель науки РБ, д.т.н., профессор;
Adel Nofal, professor of Metal Casting, Department of Central Metallurgical Research and Devel- opment Institute (CMRDI), President of Egyptian Foundryman Society;
Константинов В.М., д.т.н., профессор, РБ;
Лазаренков А.М., д.т.н., профессор, РБ;
Немененок Б.М., д.т.н., профессор, РБ;
Бердиев Д.М., д.т.н., профессор, зав. каф. ОМД, ТашГТУ, Ташкент, Республика Узбекистан;
Тураходжаев Н.Д., д.т.н., профессор, зав.каф. ЛТ, ТашГТУ, Ташкент, Республика Узбеки- стан;
Чаус А.С., д.т.н., профессор, Словацкий технологический университет в Братиславе, Словакия;
Ровин С.Л., д.т.н., доцент, РБ;
Томило В.А., д.т.н., профессор, РБ;
Трусова И.А., д.т.н., профессор, РБ;
Бежок А.П., к.т.н., доцент, РБ.
РАБОЧАЯ ГРУППА:
Гольцова М.В., д.т.н., доцент;
Одиночко В.Ф., к.т.н., доцент;
Слуцкий А.Г., к.т.н., доцент.
ОТВЕТСТВЕННЫЙ СЕКРЕТАРЬ:
Бежок А.П., к.т.н., доцент;
СЕКРЕТАРИАТ: Питкевич А.А.
СОСТАВИТЕЛИ: Бежок А.П., ИвановИ.А.
В настоящий сборник включены материалы докладов V Международной научно- практической интернет конференции студентов и магистрантов «Литьё и металлургия 2022», участники которой выступали по следующим направлениям: «Производство чёрных и цвет- ных металлов и сплавов на их основе. Машины и технология литейного производства»,
«Современные проблемы материаловедения и наноматериалы», «Обработка материалов давлением», «Порошковые и композиционные материалы, покрытия и сварка», «Охрана труда, промышленная безопасность и экология».
© Белорусский национальный технический университет, 2022
4
Производство чёрных и цветных металлов
и сплавов на их ос- нове. Машины и тех-
нология литейного
производства
УДК 669.714, 1.718
Исследование влияния режимов термической обработки на микроструктуру и свойства чугуна с шаровидным графитом
Студенты: гр.10405120 Гулецкий Н.А., 10405119 Федорович Д.С., Бусел А.А., 10405221 Даничев А.О.
Научные руководители – Слуцкий А.Г. Шейнерт В.А.
Белорусский национальный технический университет г. Минск
Большинство отливок из высокопрочного чугуна изготавливаются литьем в песчаные формы с умеренным темпом охлаждения, что позволяет получить феррито-перлитную основу в структуре. Для получения в отливках из ЧШГ специальных структур, таких как аустенитная, мартенситная, бейнитная необходима организация сложного теплового режима формы, в раз- личные периоды охлаждения и подбора соответствующей термообработки.
Практически весь объём литья из высокопрочного чугуна проходит цикл термической обработки, что связано с особенностями его кристаллизации после сфероидизирующего мо- дифицирования на шаровидный графит.
В практике производства ЧШГ применяют различные виды термической обработки, включая низкотемпературный и высокотемпературный отжиг для снятия термических напря- жений, ферритизации матрицы и дополнительной графитизации, разложения структурно-сво- бодных карбидов. Нормализация с различным темпом охлаждения (спокойный воздух, обдув, аэрозоли и т.д.) проводится для получения перлитной структуры и является обязательной опе- рацией для таких ответственных литых деталей как коленчатые валы двигателей, компрессо- ров. Объёмная закалка отливок из ЧШГ позволяет получать матрицу чугуна, состоящую из мартесита, бейнита, остаточного аустенита и их смесей. Отдельным вариантом объёмной за- калки является изотермическая закалка отливок в высокотемпературных средах (250–500°С), как правило соляных или свинцовых ваннах. Такой режим применяется для чугунов высоких марок (ВЧ70 – ВЧ100) [1].
Для получения бейнитно-ферритной структуры проводят многостадийную термиче- скую обработку. Первоначально исходный чугун подвергают ступенчатому ферритизирую- щему отжигу с выдержкой в течение 5 ч при температуре 950˚C, охлаждением с печью до 720˚C и выдержкой при этой температуре в течение 15 ч и последующим охлаждением на воздухе. После этого чугун подвергают изотермической закалке по режиму: аустенитизация – температура – 850–950˚C, время выдержки – несколько минут; изотермическая закалка – температура закалочной ванны 400˚C, время выдержки – 30 мин. Морфологическими особен- ностями строения полученных чугунов является микрооболочки бейнита, окружающие гра- фитовые включения при общем доминировании ферритной матрицы. Такая структура обес- печивает чугунам высокие показатели ударной вязкости, пластичности, прочности, износо- стойкости и других служебных свойств [2,3].
Целью настоящей работе является исследование влияния режимов термической обра- ботки чугуна с шаровидным графитом на микроструктуру и механические свойства.
Опытная плавка чугуна проводилась на индукционной печи ИСТ-0.06 с кислой футе- ровкой. За основу был выбран состав высокопрочного чугуна, содержащий 3,5 % углерода, 2,4
% кремния, 0,8 % марганца, 0,02 % серы, 0,8 % никеля, 0,35 % меди, 0,03 5% олова [4]. В качестве шихты использовали низкосернистый стальной конверсионный лом и динамную сталь. Для науглераживания применяли измельченные огарки электродов ДСП фракцией 2–
5мм. Недостающее количество кремния компенсировалось добавками ферросилиция ФС75.
Расчетное количество меди и олова вводилось в чугун после его расплавления. Сфероидизи- рующую обработку осуществляли ковшевым методом с использованием никель-магниевой лигатуры величина добавки которой составляла 1 % от веса жидкого чугуна. Для вторичного модифицирования использовали гранулированный модификатор, на основе алюминия с РЗМ
6 в количестве 0,1 % к весу жидкого металла. После завершения процесса сфероидизации, по- лученный высокопрочный чугун разливали по литейным формам и изготовили образцы для исследований.
Твердость исследуемых образцов определялось на прессе Бринелля при нагрузке 3000 кг и диаметре шарика 10 мм согласно ГОСТ 9012–59. Измерение твердости термообработан- ных образцов осуществляли по Роквеллу в соответствии с ГОСТ 9013–59. Приготовление шлифов для металлографического анализа осуществлялось на шлифовально-полировальном станке LaboPol-1. Исследование микроструктуры чугуна осуществляли на лабораторном ме- таллографическом комплексе механико-технологического факультета.
Обобщенные результаты исследований приведены в таблице 1.
Таблица 1- Влияние режима ТО на микроструктуру и твердость высокопрочного чугуна.
Режим ТО Твёрдость Металлическая основа, %
Графит
пер- лит
феррит, цементит, мартенсит
форма распре- деление
диа- метр, мкм
количе- ство, % Литое состояние 312–321НВ П90 Ц10 ШГф4–5 ШГр1–3 ШГд
25–45
ШГ6
Нормализация 950
˚C, выдержка 2ч.
охл. на воздухе
311–321НВ П100 Ц1 ШГф4–5 ШГр1–3 ШГд25
–45
ШГ10
Отжиг (950 ˚C , вы- держка 2ч. охл. с печью )
235–241НВ П96 Ф4,Ц1 ШГф4–5 ШГр1–3 ШГд – 45
ШГ10
Отжиг 950 ˚C вы- держка 2ч, закалка от 850 ˚C в воду
53–60 HRC трещина
- м ШГф4–5 ШГр1–3 ШГд –
45
ШГ10
Отжиг 950 ˚C вы- держка 2ч, закалка от 850 ˚C в масло
49–58 HRC трещина
- м ШГф4–5 ШГр1–3 ШГд –
45
ШГ10
Отжиг 950 ˚C вы- держка 2ч, закалка от 800 ˚C в масло
51–53 HRC - м ШГф4–5 ШГр1–3 ШГд –
45
ШГ10
Закалка от 800 ˚C в масло литого об- разца
54–59 HRC - м,ц10 ШГф4–5 ШГр1–3 ШГд25
–45
ШГ6
Анализ полученных результатов показал, что в литом состоянии твердость ЧШГ высо- кая и составляет 312–321 НВ, при этом металлическая основа состоит из 90 % перлита и 10 % цементита. Графит правильной шаровидной формы, практически равномерно распределен и имеет размеры 25–45 мкм, а общее его количество составляет 6 %. После нормализации по режиму (нагрев до температуры 950 ˚C, выдержка 2 часа и охлаждение на воздухе) структура металлической основы состояла из перлита и незначительного количества (1 %) цементитной фазы, а твердость чугуна практически не изменилась по сравнению с литым состоянием.
Высокотемпературный графитизирующий отжиг позволил существенно снизить твер- дость чугуна до 235–341 НВ за счет распада цементитной фазы и появления незначительного количества феррита. Кроме того, в структуре увеличился размер включений и общее количе- ство графитной фазы. В качестве примера на рисунке 1 представлены фотографии микро- структур высокопрочного чугуна в литом состоянии (а) и после графитизирующего отжига.
а) б)
а) х100 б) х100 травлено
Рисунок 1– Микроструктура ЧШГ в литом состоянии (а) и после графитизирующего отжига (б)
На следующем этапе работы провели исследования микроструктуры и твердости зака- ленных образцов ЧШГ. Термообработка осуществлялась по следующим режимам. Нагрев до температуры 950 ˚C, выдержка 2 часа последующее охлаждение в течении 30 минут до темпе- ратуры 850 ˚C и закалка как в воде, так и в масле. Установлено что твердость чугуна после закалки в воду составила 53–60 HRC, в масло этот показатель оказался несколько ниже 49–58 HRC. Металлографический анализ показал, что металлическая основа ЧШГ состоит из мар- тенсита и незначительного количества остаточного аустенита. Форма, распределение, размер и количество графитной фаза практически остались без изменения. Но вместе с тем в обоих образцах ЧШГ закаленных в воду и масло в структуре обнаружены трещины (рисунок 2).
а) б)
Рисунок 2– Трещины в ЧШГ после закалки (а) в масло, (б) в воду.
В связи с этим был скорректирован режим ТО за счет снижения температуры закалки до 800 ˚C, что позволило в дальнейшем исключить образование трещин в чугуне. Металличе- ская основа сплава представляет структуру закалки в виде мартенсита, а шаровидный графит имеет размер 25–45 мкм, при этом твердость чугуна составила 51–53 HRC. Микроструктура чугуна приведена на рисунке 3.
8
Х100 х100 травлено
Рисунок 3– Микроструктура ЧШГ после отжига (950 ˚C, выдержка 2 ч.) и закалки от 800 ˚C в масле.
Термообработка ЧШГ по аналогичному режиму, но из литого состояния привела к по- вышению твердости до 54–59 HRC за счет наличия в структуре, наряду с мартенситом, зна- чительного количества карбидной фазы, которая не смогла претерпеть превращение ввиду отсутствия выдержки чугуна перед закалкой. На рисунке 4 приведены фотографии микро- структуры ЧШГ при различном увеличении. Видно, что размер и количество шаровидного графита меньше, что также связано с отсутствием перед закалкой предварительного высоко- температурного отжига (рисунок 4).
Х100 х500 травлено х500 травлено
Рисунок 4– Микроструктура ЧШГ после закалки от 800 °C в масле из литого состояния.
На основании полученных результатов был рекомендован и реализован следующий ре- жим термической обработки опытных отливок из ЧШГ. Графитизирующий отжиг при темпе- ратуре 950 °C, выдержка в течении 2 часов и охлаждение с печью с целью проведения меха- нической обработки отливок. Затем готовые детали подвергались объемной закалке в масло по режиму нагрев до температуры 800 °C, выдержка 0,3 часа. В дальнейшем отливки обра- ботали холодом для исключения из структуры остаточного аустенита при температуре –25 °C в течении 10 часов. На завершающем этапе провели низкотемпературный отпуск при темпе- ратуре 200 °C в течение двух часов и опытные детали из ЧШГ переданы для проведения экс- плуатационных испытаний.
Список использованных источников
1. Российская Ассоциация Литейщиков [Электронный ресурс]. – Режим доступа:
http://www.ruscastings.ru/work/168/2130/2968/8460. – Дата доступа: 06.04.2021.
2. Касперович, И.А. Анализ основных факторов, определяющих свойства высокопроч- ного чугуна с шаровидным графитом / И.А. Касперович, Е.А. Малышко, А.Г. Слуцкий, В.А.
Шейнерт // Новые материалы и технологии их обработки: материалы ХХII Респ. студ. научн.- техн. конф., Минск, 21-22 апреля 2021 г. / Белорус. нац. техн. ун-т : ред. кол.: И.А Иванов [и др.]. – Минск, 2021. – С. 14-18.
3. Слуцкий, А.Г. Технологические особенности получения чугуна с шаровидным гра- фитом / А.Г. Слуцкий, В.А. Шейнерт, И.А. Касперович, П.Д. Хорольский // Металлургия: Рес- публиканский межведомственный сборник научных трудов в 2 ч. – Минск: БНТУ, 2021. – Вып.
42 с.173-180.
4. Слуцкий, А.Г. Технологические особенности получения чугуна с шаровидным гра- фитом / А.Г. Слуцкий, В.А. Шейнерт, И.Л. Кулинич, Н.А. Гулецкий, Д.С. Федорович // Ме- таллургия: Республиканский межведомственный сборник научных трудов в 2 ч. – Минск:
БНТУ, 2022. – Вып. 43 (в печати).
10 УДК 661.888.1
Металлургическая переработка оловянной изгари
Магистрант Ковко О.Н., студенты гр.10405120 Форнель А.Д., Гулецкий Н.А., 10405221 Татарлы Д.Д.
Научные руководители – Слуцкий А.Г. Шейнерт В.А.
Белорусский национальный технический университет г. Минск В работе представлены результаты исследований технологических особенностей ме- таллургической переработки оловянной изгари. Данный отход образуется на предприятиях Белцветмета при изготовлении оловянных анодов переплавом чушкового олова (рисунок 1а,б), которые используются на Миорском заводе для гальванического покрытия пищевой же- сти ( рисунок 1в).
а) б) в)
Рисунок 1– Оловянные аноды (а), чушковое олово (б), схема нанесения покрытия на стальной лист (в)
Кроме того, отработанные аноды также возвращаются для дальнейшего переплава, в результате которого также образуется изгарь. В лабораторию НИИЛ Литейных технологий был представлен образец изгари от плавки чистого олова весом 1245 г для проведения иссле- дований (рисунок 2).
Рисунок 2– Образцы изгари от плавки олова при изготовлении анодов
На первом этапе произвели отсев мелкой фракции через сито с ячейкой 0,16 и получили 1198 г материала, который проплавили в индукционной печи в графитовом тигле и получили слиток олова весом 720 г. и шлак весом 475 г (рисунок 3).
а) б) в) Рисунок 3– Методика (а,б) и результаты (в)первичной плавки оловянной изгари
Образовавшийся шлак от первичной плавки рассеяли и получили следующие резуль- таты: фракция более 0,4 мм-155 г.,0,16-04 мм-120 г., менее 016 мм-200 г.(рисунок 3)
Фракция более 0,4мм 0,16-0,4мм менее 0,16мм Рисунок 4– Образцы шлака от первичной плавки изгари после рассева
Затем крупную фракцию (более 0,4 мм) проплавили по методике [1,2] и получили до- полнительный слиток олова весом 78 г. и шлак весом 73 г.
В таблице 1 представлены результаты химического анализа слитка олова, полученного из изгари.
Таблица1–Результаты химического анализа опытных образцов слитков олова Наиме-
нова- ние
Химический состав, %
Sn Pb Fe Cu Sb Bi Zn Al As S
Обра- зец олова
№1
95.21 0.303 0.014 4.42 0.008 0.0036 0.0072 0.0001 0.0019 0.00062
Обра- зец олова
№2
99,43 0,006 0,003 0,52 0,006 0,009 0,003 0,0001 0,001 0,0005
Со- гласно ГОСТ 860–75 01пч
99.915 0.025 0.009 0.01 0.015 0.01 0.002 0.002 0.01 0.007
12 Видно, что по таким элементам как олово, свинец (образец №1), железо (образец №1), медь и цинк опытные образцы не соответствуют марке 01пч по ГОСТ 860-75.
С целью более глубокой переработки изгари провели эксперименты с дисперсной фракцией шлака от плавки изгари. Был апробирован вариант плавки смеси оловосодержащего шлака с оксидом бора, позволяющим активизировать процесс выделения жидкой металличе- ской фазы. Расчетное количество компонентов (6 г. оксида бора и 9,2 г дисперсного шлака) смешивалось и засыпалось в алундовый тигель, который потом устанавливался в графитовый тигель. Плавку осуществляли на инверторе и вели наблюдение. При температуре 300 °С по- явилась жидкая фаза вместе с каплями олова. После перегрева смеси до 800 °С алундовый тигель извлекли и охладили на воздухе. Получен слиток олова весом 2,6 г., что соответствует металлургическому выходу 17,1 %. На рисунке 4 приведены результаты плавки оловосодер- жащего шлака.
а) б)
Рисунок 5– Результаты плавки шлаковой части изгари с оксидом бора.
а-тигель с продуктами плавки; б-слиток олова и шлак;
С целью активизации процесса в смесь на основе шлака и оксида бора добавили не- большое количество порошка магния. При температуре нагрева данной смеси в пределах 700
°С наблюдали бурную реакцию. Из полученных продуктов реакции выделить металлическое олово не представилось возможным. В связи с этим осуществили их переплав, с добавками оксида бора как в первом опыте, что позволило получить слиток олова весом 4,75 г. ( рисунок 6).
Рисунок 6– Результаты переплава продуктов плавки шлака с магнием.
На следующем этапе исследований повторили восстановительную плавку шлака, но вместо магния взяли расчетное количество алюминия. Смесь состояла из 45г. шлака,11 г алю- миния и 10 г оксида бора. При температуре 300 °С наблюдали активную восстановительную реакцию. Количество составило полученных продуктов составил примерно 27 г., при этом визуально просматривались корольков металлического олова (рисунок 7а, б)
а) б) в)
Рисунок 7– Продукты восстановительной плавки шлака изгари с алюминием (а, б) и повторного переплава с борным ангидридом.
Повторный переплав с борным ангидридом позволил увеличить количество металли- ческого олова, но при этом компактный слиток не был получен (рисунок 7в). На завершающем этапе исследований провели апробирование процесса легирования чугуна дисперсной частью изгари после предварительного отсева.
Плавка чугуна осуществлялась на инверторе по отработанной методике [3]. В плавиль- ный тигель загружали 600 г. предварительно выплавленного чугуна и 1,2 г дисперсной изгари.
На втором опыте аналогичное количество порошка изгари добавили на зеркало жидкого чу- гуна. Были отлиты клиновые пробы на отбел и образцы для химического анализа. Установ- лено, что в чугун перешло от 0,15 %до О.14 % олова в зависимости от способа ввода отходов, что позволяет обеспечить более глубокую металлургическую переработку изгари.
Таким образом выполненные экспериментальные исследования показали эффектив- ность металлургической переработки оловянной изгари в слитки олова и легирующие при- садки. Это позволит не только утилизировать образующиеся отходы, но и обеспечить потреб- ность промышленности в чушковом олове и расширить производство легированных чугунов для ответственных отливок, а также сократить себестоимость изготавливаемой продукции.
Заключение
1. Экспериментально подтверждена возможность получения слитков олова металлурги- ческой переработки изгари. получить чистое олово проблематично вследствие наличия в исходном материале примесей.
2. Предлагается следующий вариант технологии переработки, который включает следу- ющие операции: сушка для удаления влаги; предварительный рассев на крупную-мел- кие фракции; без флюсовая плавка крупной фракции и получение слитков олова; высо- котемпературная флюсовая восстановительная плавка дисперсной части изгари и по- лучение слитков олова; дальнейшее использование шлака от металлургической переработки изгари в качестве легирующей присадки для высокоуглеродистых сплавов железа.
3. Области применения продуктов металлургической переработки оловянной изгари: – экономное легирование оловоносных бронз и специальных чугунов.
Список использованных источников
1.Немененок Б.М.Переработка оловянно-свинцовой изгари в припои и лига- туры/Б.М.Немененок и др. // Литье и металлургия-2020.- №1. – С.93-98
2. Повышение качества продукции из отходов оловянных сплавов / Г.В. Довнар [и др.] //
Литейное производство. Металлургия 2021: материалы XVII междунар. науч.-практ. конф., Запо- рожье, 18-20 мая 2021 г. / Запорож. торг.-пром. палата; редкол.: О.И. Пономаренко [и др.] - Запо- рожье: А.А. Тандем, 2021. - С. 56-58.
14 3. Слуцкий, А.Г. Способы получения износостойких материалов для защитных покры- тий с использованием литейно-металлургических методов / А.Г. Слуцкий, Н.В. Зык, В.А. Шей- нерт, И.А. Касперович, Е.А. Малышко // Металлургия: Республиканский межведомственный сборник научных трудов в 2 ч. – Минск: БНТУ, 2021. – Вып. 42 с.216-225.
УДК 621.745.669.13
Получение быстро охлажденных сплавов в виде
микроволокна для армирования композиционных материалов
Студенты: гр. 10405120 Гулецкий Н.А., Форнель А.Д.; гр. 10405119 Рудик А.Г., гр.
10405221 Становский М.В.
Научный руководитель – Шейнерт В.А.
Белорусский национальный технический университет г. Минск Быстроохлажденные литые материалы можно получать различной формы (нитевидная, хлопьевидная, ленточная) в зависимости от конструктивных особенностей литейных устано- вок [1–2]. Это позволяет не только модифицировать структуру литых заготовок, приближая ее к строению композитов, но и использовать их для формирования композиционных материалов с матрицей на основе пластиков и других материалов. Варьируя формой частиц, можно полу- чать изделия с изотропными свойствами, или с заданной анизотропией.
Исходя из доступности исходных компонентов, широкой распространённости в техни- ческой сфере и простоты приготовления, для получения неравновесных переохлаждённых структур были выбраны базовые сплавы на основе алюминия и цинка, представляющие инте- рес для создания композиционных материалов со специальными свойствами.
На основании ранее выполненных исследований разработана технологическая схема и изготовлена лабораторная установка для получения быстроохлажденного микроволокна (ри- сунок 1).
а) б) в)
1 – вращающийся водоохлаждаемый кристаллизатор; 2 – электродвигатель привода кристаллизатора; 3 – система стабилизации скорости вращения кристаллизатора; 4 – вытесни- тель расплава 5 – система перемещения вытеснителя; 6 – плавильный тигель; 7 – электропечь для плавки и поддержания температуры расплава; 8 – дозатор расплава; 9 – сборник волокна;
10 – волокно
Рисунок 1 – Схема (а) общий вид лабораторной установки (б), и вращающийся водо- охлаждаемый кристаллизатор (в)
Установка, приведенная на рисунке 1 а,б предусматривает экстракцию погружным вра- щающимся кристаллизатором (1) волокон (10) из плавильного тигля (6) с расплавом через спе- циальный дозатор (8). Процесс осуществляется в две стадии – приготовление исходного рас- плава с последующим затвердеванием на кромке вращающегося охлаждаемого диска. Резуль- татом затвердевания по этому способу является быстрозакаленное, непрерывное или штапельное металлическое волокно с ультрадисперсной неравновесной структурой, вплоть до аморфного состояния. и позволяет получать волокна с приведенным диаметром меньше 100 мкм при этом разность толщин получаемого волокна не превышает 20 %. Подача расплава из тигля осуществлялась вытеснителем, оснащенным регулируемым, стабилизированным мик- роприводом, и в сочетании с виброизоляцией тигля от привода кристаллизатора позволяет све- сти к минимуму колебания уровня расплава в щели дозатора.
16 Благодаря выше приведенным технологическим приемам осуществления процесса кри- сталлизации возможно получение любого волокна из алюминиевых, цинковых и других спла- вов толщиной вплоть до 50 мкм, что позволяет обеспечить скорость охлаждения расплава по- рядка 106 К/с.
По такому режиму в лабораторных условиях были изготовлены опытные образцы мик- роволокна из различных легкоплавких сплавов. На рисунке 2 приведены фотографии получен- ных образцов микроволокна.
а) б)
в) г)
Рисунок 2– Образцы микроволокна из сплавов на основе цинка и алюминия.
а-цинк и 22 % алюминия; б-ЦАМ 4–1; в- цинк и 1 % свинца;
В дальнейшем предполагается изготовление на лабораторной установке образцов спла- вов с неравновесными структурами различных геометрических форм и размеров. Использова- ние их в качестве армирующих элементов в полимерных и керамических композитах позволит получать материалы с улучшенными служебными свойствами.
Список использованных источников
1. Получение литой стабильной фибры для армирования бетонных конструкций в ла- бораторных условиях / В.А. Шейнерт [и др.] // Металлургия: Республиканский межведом- ственный сборник научных трудов. – 2016. – № 37. – С. 132-136.
2. Разработка методики получения быстроохлаждённых металлических материалов с неравновесной структурой/ В.А. Шейнерт [и др.] // Металлургия: Республиканский межведом- ственный сборник научных трудов. – 2021. – № 42. – С. 156–166.
УДК 669.714, 621.718
Совершенствование технологии получения катодов-мишеней для нанесе- ния защитных покрытий
Студенты: гр. 10405120 Гулецкий Н.А; гр. 10405119 Дайлид Е.С.;
гр. 10405119 Лавринович М.И., гр. 10405221 Бойко Д.С.
Научный руководитель – Шейнерт В.А., А.Г.Слуцкий Белорусский национальный технический университет г. Минск Перспективным направлением является получение катодов-мишеней из сложнолегиро- ванных сплавов для ионно-плазменных испарительных систем с применением тепловых и де- формационных методов воздействия на материалы (индукционная плавка, получение слитков, дробление и размол, прессование в заготовки, спекание, изготовление катода-мишени).
На основании ранее выполненных исследований определены композиции силицидных покрытий, включающие различные их комбинации. Наиболее оптимальными с технологиче- ской и ценовой точек зрения являются сочетания силицидов титана, никеля, хрома, молибдена и вольфрама. Для реализации возможностей изготовления катодов определены основные группы технологических принципов, включающих аналитические, металлургические, литей- ные, деформационные и термические.
Примером может служить получение литого силицида следующего состава: Ti – 50 %, Ni – 20 %, Si – 30 %. Химический состав сплава выбран на основании принципа анализа диа- грамм состояния систем [1].
Предложена следующая схема синтеза: реактор -графитовый тигель, газовая атмосфера - нейтральная (аргон). Первая стадия -получение расплава кремния и его перегрев до 1900 К, вторая стадия – подогрев никеля и титана в пластинах толщиной 0,003–0,005 м до 700 К, третья стадия – последовательный непрерывный ввод никеля, затем титана в исходный расплав крем- ния. Конечной целью данного литейного процесса является получение слитка комплексного силицида с плотной, однородной, термонапряженной структурой, который легко поддается процессу дробления и измельчения с целью последующей обработки деформационными ме- тодами.
В лабораторных условиях прошло экспериментальное апробирование процесса плавки комплексного силицида на инверторе электрической мощностью 30 кВт и частотой генерации в диапазоне 8–50 кГц. (рисунок 1).
Рисунок 1 – Инверторная плавильная установка
Операцию разливки силицида осуществляли в металлическую форму, что обеспечило высокую скорость кристаллизации и возможность дальнейшего дробления и размола сили- цида до требуемой фракции (рисунок 2).
18
а) б) в) Рисунок 2 – Технология разливки силицида в слитки:
а - процесс заливки; б - после кристаллизации и раскрытия кокиля;
в - готовые слитки
Измельчение слитков силицида осуществляли в лабораторной мельнице типа «пьяная бочка». Мелющие тела для помола силицидов должны иметь высокую прочность и твердость поверхности. С этой целью использовали закаленную шарикоподшипниковую сталь ШХ15 и высоколегированный чугун карбидного класса.
Для выделения частиц размерами более 10-4 м использовали механические встряхива- ющие проволочные сита. Более мелкую фракцию получали на пневматическом сепараторе.
Приготовление порошковых смесей, составляющих основу прессованных заготовок катодов, осуществляли в лабораторной мельнице типа «пьяная бочка», заменив помольные тела мик- сирующими [2].
Важной составляющей технологии изготовления катодов является процесс компакти- рования смеси порошков силицидов в заданную форму с требуемой технологической прочно- стью. При этом необходимо обеспечить минимальную пористость готового изделия и его раз- мерную точность.
Увеличения плотности спрессованных заготовок можно достигнуть, как показали ранее выполненные исследования, выбором рационального фракционного состава исходной порош- ковой смеси, определяемого путем компьютерного 3D- моделирования плотных упаковок ква- зисферических частиц [3].
Для достижения лучшего результата предложен вариант нагрева прессуемой смеси до температур, обеспечивающих достаточный уровень пластических свойств частиц, необходи- мый для значительного роста их контактных поверхностей (рисунок 3).
На рис. 3 а, б показаны общий вид лабораторной установки горячего статического прес- сования и опытный образец заготовки катода из комплексного силицида.
а) б)
Рисунок 3 – Лабораторная установка горячего статического прессования (а) и образец заготовки катода из комплексного силицида (б)
Таким образом, используя процессы, основанные на деформационных принципах, воз- можно получение заготовок с достаточной технологической прочностью, однако недостаточ- ной для эксплуатации на рабочих режимах установок для напыления. Для обеспечения экс- плуатационной прочности и необходимой электропроводности катодов, работающих в усло- виях контакта с электрической дугой при требовании равномерного ионного распыления,
требуется реализация дальнейшего упрочнения заготовки катода, основанного на термических принципах обработки материалов.
Метод спекания из группы термических принципов является универсальным способом увеличить прочность порошковых заготовок практически любых материалов как хрупких, так и пластичных, как металлических, так и керамических, поэтому принимается как базовый для разработки технологии изготовления катодов-мишеней из порошков силицидов. Самым про- стым технологическим решением в данном случае является проведение термообработки в за- крытом контейнере с засыпкой из графитовой стружки, при этом рациональными температу- рами являются 950–1100 К.
На основании результатов экспериментальных исследований усовершенствована ли- тейно-деформационная технология получения катодов-мишеней, схема которой приведена на рисунке 4.
Рисунок 4 – Технологическая схема получения катодов-мишеней для вакуумных ионно-плазменных источников литейно-деформационным методом.
Выводы
1. В лабораторных условиях апробированы технологические принципы усовершен- ствованного процесса получения катодов-мишеней для вакуумных ионно-плазменных источ- ников.
Список использованных источников
1. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справ.:В 3-х т.: Т.3. Кн. 2 / Под общ. ред. Н.П. Лякишева. М.: Машиностроение, 2000. 448 с.
2. Роман, О. В. Прогрессивные способы изготовления металлокерамических изделий:
Материалы к I Республ. конф. по порошковой металлургии/О. В. Роман [и др.];Минск: По- лымя, 1971. 170 с.
3. Иванов, И.А. и др. Изготовление катодов-мишеней из композиционных силицидов для нанесения защитных покрытий с применением литейно-деформационной технологии //
Литье и Металлургия. 2021, № 2С. 68-75.
20 УДК 621.74.043
Исследование причины возникновения пятен на поверхности отливок из сплава ЛЦ40Сд получаемых литьем под давлением
Студенты гр. ТЛ-181 Рабцевич Н.С., Карпович И.В.
Научный руководитель Пивоварчик Е.В.
Гродненский государственный университет имени Янки Купалы г. Гродно При литье под давлением медно-цинкового сплава марки ЛЦ40Сд на теле отливок в пе- риод хранения продукции на складе появляются пятна. Одной из причин появления пятен мо- жет быть неоднородность химического состава (ликвация). На рисунке 1 показан внешний вид поверхности различных отливок из латуни марки ЛЦ40Сд пораженной пятнами.
Рисунок 1 – Внешний вид поверхности отливок из сплава марки ЛЦ40Сд пораженной пятнами
В производственных условиях УП «Цветлит» подготовка расплава после его отбора из плавильного агрегата проводится в раздаточной печи путем добавления в расплав новых чу- шек, массой по 24 кг в количестве 5–6 штук. Ввиду различной плотности расплава по объему плавильного агрегата и длительного времени выдержки расплава перед его заливкой в полость пресс-формы возможно образование ликвации по химическому составу выплавляемого сплава. При этом следует также отметить, что перемешивание расплава в плавильной печи перед заливкой жидкого металла в полость пресс-формы не производилась. Можно предполо- жить, что более тяжелые по плотности компоненты, входящие в состав шихты и образующи- еся химические соединения, способны накапливаться в поде тигля.
С целью подтверждения либо опровержения выдвинутого предположения была прове- дена серия экспериментов, которая заключалась в отборе 2-х проб расплава по мере уменьше- ния объема жидкого металла в плавильном агрегате, вследствие его отбора из плавильного агрегата. Пробы отбирались с поверхности расплава и со дна тигля. Изучение микроструктуры полученного сплава проводили на оптическом микроскопе Leica DM 2500P (Германия) с ис- пользованием предварительно подготовленных шлифов, вырезанных из тела изготовленной отливки. Вырезанный из тела отливки образец устанавливали в специальную оправу и зали- вали эпоксидной смолой для более качественного изготовления шлифа. Шлифы изготавли- вали на однодисковом шлифовально-полировальном станке модели 1V (Grinder-polisher). В качестве травителя выступала азотная кислота в соотношении с дистиллированной водою 1:1.
Использование азотной кислоты травителя позволяет уменьшить следы от шлифовальной шкурки.
На рисунке 2 показано расположение характерных точек для проведения химико-струк- турного анализа образцов из сплава ЛЦ40Сд отобранных с поверхности расплава и дна тигля.
а б
а – отобранного с поверхности расплава; б – отобранного со дна тигля
Рисунок 2 – Расположение характерных точек для проведения химико-структурного анализа образца из сплава ЛЦ40Сд отобранного с поверхности расплава и со дна тигля
Результаты исследований элементного состава сплава ЛЦ40Сд при отборе пробы с по- верхности расплава и дна тигля представлены в таблицах 1 и 2.
Таблица 1 – Элементный состав сплава ЛЦ40Сд отобранного с поверхности расплава Контрольная
точка Al Si Ti Fe Ni Cu Zn Sn Pb Итого
1 0,16 0,15 – 0,24 0,37 64,49 34,58 – – 100
2 0,21 0,16 – 0,16 0,45 62,57 36,46 – – 100
3 0,27 0,36 – 0,36 0,12 55,80 41,53 1,56 – 100
4 0,30 0,20 0,16 0,04 0,23 54,55 43,17 1,36 – 100
5 0,28 0,00 – 0,11 0,52 64,47 34,62 – – 100
6 0,37 0,33 – 0,21 0,51 64,96 33,62 – – 100
7 0,34 0,13 – – 0,37 61,22 37,94 – – 100
8 0,30 0,29 – 0,04 0,45 56,83 41,10 0,99 – 100
9 0,27 0,11 – 0,07 0,08 19,34 10,21 – 69,91 100
10 0,21 0,35 – 0,43 0,03 25,97 14,20 – 58,80 100
Макс. 0,37 0,36 0,16 0,43 0,52 64,96 43,17 1,56 69,91 – Мин. 0,16 0,00 0,16 0,07 0,03 19,34 10,21 0,99 58,80 – Таблица 2 – Элементный состав сплава ЛЦ40Сд отобранного со дна тигля
Контрольная
точка Al Si Fe Ni Cu Zn Sn Pb Итого
1 0,21 0,09 – 0,40 56,03 42,47 0,79 – 100
2 0,32 – 0,16 0,46 55,74 42,13 1,02 0,16 100
3 0,24 0,10 0,13 0,29 64,37 34,88 – – 100
4 0,37 – 0,20 0,50 64,09 34,84 – – 100
5 0,27 0,00 – – 64,55 35,18 – – 100
6 0,47 – 0,18 0,18 55,73 42,51 0,93 – 100
7 0,03 0,16 0,27 0,45 63,08 36,01 – – 100
22
8 0,17 0,01 0,17 0,34 64,19 35,13 – – 100
9 0,09 0,27 0,20 0,23 33,13 18,18 – 47,89 100
10 0,32 0,05 0,07 0,29 48,12 27,34 – 23,96 100
11 0,20 0,03 0,36 0,03 41,68 21,78 – 35,91 100
Макс. 0,47 0,27 0,36 0,50 64,55 42,51 1,02 47,89 –
Мин. 0,03 0,00 0,07 0,03 33,13 18,18 0,79 0,16 –
Авторы работ [1–4], что концентрация меди в фазе β при различных температурах кри- сталлизации может варьироваться в пределах от 63,0 до 56,5 %. Фаза β′ образуется вследствие протекания процессов упорядочения кристаллической решетки твердого раствора β при тем- пературе ниже 454 °С. Из диаграммы состояния Cu–Zn видно, что концентрация Zn в кристал- лах α-фазы с понижением температуры может повышаться. Следует отметить, что при резком охлаждении расплава в полости пресс-формы происходит насильственное задержание в струк- туре сплава частично или полностью β-фазы, которая в результате окажется перенасыщенной медью. Перенасыщенные медью кристаллы β-фазы будут стремиться освободиться от избы- точных атомов меди. Избыточные атомы меди, выделяясь из перенасыщенного раствора, в ассоциации с атомами цинка будут образовывать более богатые медью кристаллы α-фазы, что приводит к появлению в поверхностном слое отливки зон с образующейся зональной ликва- цией с высоким содержанием меди. Данный процесс может протекать при содержании цинка в выплавляемом сплаве более 38 % и резком охлаждении заливаемого жидкого металла до температур723–733 К.
Исследование химического состава в контрольных точках 1–10 сплава показало, что со- держание Zn в выплавляемом сплаве может достигать значений 42,51 % и 43,17 % (таблица 1 и 2), а, следовательно, становится возможным образование при кристаллизации в расплаве пе- ренасыщенных и обогащенных медью кристаллов α-фазы, что приводит с течением времени к появлению пятен на поверхности отливок.
Список использованных источников
1. Гуляев, А.П. Металловедение: Учебн. для вузов / А.П. Гуляев; 6-е испр., перераб. и доп.
– М.: Металлургия, 1986. – С. 513–516.
2. Металловедение: учебн. для студ. высш. учебн. заведений, обучающихся по направле- нию «Металлургия»: в 2 т. Т. 1. / И. И. Новиков [и др.]; под общ. ред. В. С. Золоторевского. – М.: МИСиС, 2009. – 496 с.
3. Металловедение: учебн. для студ. высш. учебн. заведений, обучающихся по направле- нию «Металлургия»: в 2 т. Т. 2 / И. И. Новиков [и др.]; под общ. ред. В. С. Золоторевского. – 2-е изд., испр. – М.: МИСиС, 2014. – 528 с.
4. Ефремов, Б.Н. Латуни. От фазового строения к структуре и свойствам: Монография / Б.Н. Ефремов. – М.: ИНФРА, 2014. – 314 с.
