Анализ и моделирование процессов формирования дендритной неоднородности в сталях с целью её устранения тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Суфияров, Вадим Шамилевич

• Суфияров, Вадим Шамилевич
• кандидат наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат наук Суфияров, Вадим Шамилевич

3.3.2 Оценка взаимного влияния компонентов стали на их совместную диффузию

3.3.3 Влияние количественного содержания легирующего элемента на кинетику гомогенизации

3.4 Моделирование температурно-временного режима гомогенизационной термической обработки

3.4.1 Анализ «сопутствующей» гомогенизации, происходящей в процессе технологических операций нагрева и охлаждения

3.4.2 Результаты моделирования штатного гомогенизационного отжига

4 Моделирование ускоренного затвердевания в условиях газовой атомизации

4.1 Разработка модели

4.1.1 Описание и допущения математической модели

4.1.2 Газодинамические процессы при газовой атомизации

4.1.3 Теплообмен в системе «капля расплава - поток газа»

4.1.4 Неравновесная кристаллизация в условиях быстрого затвердевания

4.1.5 Исходные данные для моделирования

4.2 Анализ условий затвердевания сплавов при атомизации

4.2.1 Исследование скоростных характеристик системы капля расплава - поток газа

4.2.2 Влияние технологических факторов на скорость охлаждения и переохлаждение расплавов

4.2.3 Зависимость скорости роста кристаллов от кристаллизационных параметров и интенсивности теплообмена с газовым потоком

4.3 Прогнозирование микроструктурных характеристик сплавов

4.4 Исследование структуры порошков, полученных газовой атомизацией

4.4.1 Объект и методы исследования

4.4.2 Общий вид и поверхность частиц

4.4.3 Дендритная структура

4.4.4 Локальная химическая неоднородность

4.5 Моделирование гомогенизации атомизированных частиц

5 Моделирование и анализ кристаллизации атомизированных частиц на основе локально-неравновесной модели

5.1 Постановка задачи

5.2 Формулировка модели

5.3 Анализ результатов моделирования

Заключение

6 Список использованной литературы:

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Анализ и моделирование процессов формирования дендритной неоднородности в сталях с целью её устранения»

Введение

Основным процессом получения изделий из сплавов на основе железа является их кристаллизация из жидкого состояния с получением слитков-полуфабрикатов или отливок - фасонных заготовок. Полученные отливки или слитки подвергаются дальнейшей обработке согласно технологии, которые направлены на устранение несовершенства литого металла -относительно низкие механические свойства и эксплуатационные характеристики. В то же время сам процесс кристаллизации можно считать одним из недостатков традиционной технологии получения металлических изделий. Затвердевание металлов происходит с образованием химической неоднородности - дендритной ликвации, на устранение которой в последнее время обращают все больше внимания. Процессы кристаллизации определяют размеры и морфологию структуры, которые, в конечном счете, влияют на механические и эксплуатационные свойства литого материала.

Развитие в последнее время современных высоких технологий в металлургии и материаловедении с применением сверхбыстрых нагревов и переохлаждений, в том числе импульсных, в отличие от традиционных процессов термической обработки требует особого подхода к управлению фазовыми и структурными превращениями металлов и сплавов. Если рассматривать закалку из жидкого состояния, то наиболее важным процессом является формирование структуры при неравновесной кристаллизации, которая определяет в дальнейшем свойства в твердом состоянии. Существенно изменяется при этом химическая неоднородность, устранение которой гомогенизационным отжигом требует особого рассмотрения, особенно в случае многокомпонентных систем при этом существенно могут изменяться параметры диффузионных процессов вплоть до известных аномалий диктуемых неравновесным переохлаждением. В связи с этим особого внимания требует разработка нового подхода к металловедению и технологическим прикладным проблемам новых технологий, таких как

лазерная закалка и сварка, спиннингование расплава, газовая и плазменная атомизация, техника электромагнитной левитации и т.д. В качестве первого шага моделирование кинетики процессов структурообразования позволяет глубоко понять сущность процессов и дать наиболее эффективный путь к получению значимых экспериментальных результатов.

Моделирование процесса затвердевания сплавов, являющееся эффективным инструментом современного металловедения, вовлекает в рассмотрение значительное число влияющих факторов (теплофизические и физико-химические параметры процесса - коэффициент распределения, интервал кристаллизации, наклон ликвидуса и другие характеристики материала в различных фазовых состояниях). Учёт их совокупного влияния на процесс кристаллизации обеспечивает возможность адекватного прогнозирования структуры и управления ее формированием.

Анализ изменения размеров дендритов при затвердевании в различных условиях в совокупности с моделированием диффузионно-контролируемых процессов, происходящих при нагреве и выдержке материала, позволяют оценить время, необходимое для полного протекания изменений, а также установить наиболее влияющие на скорость процессов факторы.

Использование компьютерного моделирования процессов кристаллизации для определения граничных значений изменения морфологии фронта кристаллизации с дендритного на ячеистый или плоский фронт позволяет определить качественные и количественные условия их реализации.

Для повышения скорости охлаждения расплавов используют современные технологии, обеспечивающие быстрый и эффективный отвод тепла от заготовок. Основной принцип этих технологий неизменен - чем меньше (тоньше) размеры объекта, тем выше скорость охлаждения и, соответственно, меньше параметры дендритных ячеек. Одной из самых продуктивных технологий, использующих высокие скорости охлаждения, является газовая атомизация, в процессе которой струя расплавленного

металла разбивается с помощью потока газа. Сферические частицы расплава, произведенные путем атомизации, подвергаются охлаждению с высокой

3 7

скоростью (10 -10 К/с), степень которой зависит от диаметра частиц и других параметров процесса (тип газа, рабочее давление газа, температура расплава, начальная скорость газа и т.д.).

Целыо работы являлось проведение теоретико-экспериментального анализа и моделирование процессов неравновесной кристаллизации легированных сплавов на основе железа в зависимости от температурно-времеиных параметров с установлением режимов и технологий приводящих к минимальной химической неоднородности.

В ходе работы был выполнен обзор современных представлений о моделировании кристаллизационных процессов в широком скоростей роста кристаллов, изучении процессов устранения химической неоднородности сплавов за счет гомогенизации и ускоренного затвердевания с получением сферических частиц газовой атомизацией, поставлены задачи исследований.

Во второй главе представлены подходы, позволяющие определить граничные условия формирования плоского фронта кристаллизации, а также рассмотрен структурный переход ячеистая кристаллизация - дендритная кристаллизация применительно к углеродистым и низколегированным сталям.

Третья глава содержит сравнительный анализ закономерностей протекания диффузии легирующих элементов замещения в сталях с различной степенью дендритной неоднородности при гомогенизации. Также представлены результаты моделирования изотермического диффузионного отжига с целыо устранения дендритной ликвации, выполненные с помощью программного пакета диффузионно-контролируемых превращений 1)1СТ11А.

В четвертой главе представлена модель охлаждения капли расплава, полученной с помощью технологии газовой атомизации, которая учитывает изменение скорости капли и окружающего ее потока газа, температуры во время полета и ход ее кристаллизации. Рассмотрены зависимости изменения

скоростей потока газа и капли, их относительной скорости, а также значения интенсивности охлаждения при изменении диаметра капель и типа газа, перегрева расплава и начальной скорости потока, которые дают представление о наиболее важных технологических факторах газовой атомизации. Представлено исследование морфологии поверхности и дендритной микроструктуры частиц стали Х12Сг-Мо-У, полученных газовой атомизацией с помощью оптической и сканирующей электронной микроскопии, с помощью энергодисперсионного анализа изучена химическая неоднородность.

В заключительной главе представлена модель изменения морфологии кристаллитов и перераспределения легирующих компонентов при высоких скоростях кристаллизации базирующаяся на предположении о нарушении локального равновесия на границе раздела жидкая фаза - твердая фаза. Математический аппарат модели успешно интегрирован в модель ускоренной кристаллизации в условиях газовой атомизации, представленный в четвертой главе. Произведенные расчеты с помощью обобщенной модели позволяют определить верхнюю границу размеров частиц не подверженных ликвации.

1 Дендритная неоднородность и ее роль в формировании качества литых заготовок

1.1 Формирование структурной микронеоднородности в стали

Явления затвердевания играют важную роль во многих процессах, используемых в различных областях: от технологии производства до физики твердого тела. Большинство заготовок для изделий из стали производится, как правило, затвердеванием из жидкого расплава. В жидкую фазу можно легко вводить легирующие элементы, а также производить заливку расплава в фасонные формы. Таким образом, закладываются будущие механические и функциональные свойства изделия, а также его геометрические размеры. Однако, природа затвердевания расплавов такова, что в процессе затвердевания жидкого металла в форме или изложнице происходит ликвация - образование химической неоднородности. Ликвация - давно известный металлургам процесс [1], который с успехом использовался для очистки руд и получения чистых металлов.

Когда деталь отлита в форму, структура, образующаяся в результате затвердевания, определяет многие свойства изделия. Это справедливо даже для слитков, несмотря на распространенное мнение, что их дефекты могут быть ликвидированы при последующей пластической обработке (ковке, прокатке). На практике многие дефекты, проходя через все стадии изготовления, доходят до готового изделия. Наличие значительных дефектов не позволяет получить желаемые механические свойства, а колебания в химическом составе приводят к тому, что коррозионные и усталостные свойства в разных местах изделия становятся различными.

1.1.1 Оценка параметров дендритной структуры слитков и отливок

Многочисленные публикации, посвященные исследованию дендритной микроструктуры промышленных сплавов на основе железа [2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 10 и др.], в том числе - недавние обзорные статьи [8, 11], содержат данные о величине первичных Х\ и вторичных Х2 междуосных промежутков, а также их зависимости от различных металлургических и технологических факторов. Внимание к данным параметрам дендритной неоднородности стали вызвано их значительным влиянием на формирование литейных дефектов (дендритной ликвации, газоусадочной пористости, горячих трещин и т.д.) и соответствующих механических свойств литого и деформированного металла [12, 13].

Расстояния между дендритными ветвями находятся в зависимости от времени затвердевания сплава или скорости охлаждения в интервале затвердевания. Обычно для оценки соотношения между средней скоростью охлаждения &0%л и расстоянием между вторичными ветвями дендритов Я2 используют статистический анализ, результатом которого является установление полуэмпирических зависимостей, получивших подтверждение для широкого круга сплавов и условий охлаждения [11, 14, 15]:

=а'«9о"хл, (1.1)

где а и Ъ - коэффициенты, зависящие от характеристик изучаемого сплава. Увеличение скорости охлаждения вызывает сокращение вторичных междуосных расстояний (рис. 1.1-1.2), поскольку при этом уменьшается локальная продолжительность затвердевания, длительность которой определяет ход диффузионной коалесценции [12], развивающейся под влиянием эффекта Гиббса-Томсона вследствие различия кривизны поверхности раздела фаз в различных участках дендритной структуры [16]. На рис. 1.1 приведены графические зависимости изменения расстояний между осями дендритов второго порядка в зависимости от средней скорости охлаждения в интервале кристаллизации для сталей разного состава, условно

и

разделенных по степени легирования на три группы: легированные стали, нержавеющие стали и высоколегированные быстрорежущие стали (рис. 1.1).

юо л

ю-

'й

0.1 -

легированные стали

нержавеющие стали, <">l,K4po¡H-,KYIin!C стали

0.01

10'

10

ю4

и , К/с

10°

Рис. 1.1. Изменение расстояний между осями дендритов второго порядка в зависимости от средней скорости охлаждения в интервале кристаллизации [11]

Л tf

s¡

§«&

II

«sf

10

.i?

x

o '

üluuí

l II,nuil_l I l iuili

ro-

to

•3

I I ¡ IIII

I i Hl Ib

to-

to'

1

Скорость охлаждения, "С/с а

§

$ юоо

300 lí 200

Sj 100

5 so e

U

I *0.

30

I 1 -1 S^f о . . . .

- ц »ж

V щ % 1

-

тттт ¡KWvt*

-

11,11 , 1 1111 1 -LUX

2 3 5 tO 20 30 50 100 ZOO № 1000 Средняя скорость охлаждения, "С/мин 6

Рис. 1.2. Экспериментальные данные о расстояниях между вторичными ветвями дендритов в сплавах па основе железа [16] а - сплав Fe-25%Ni, б - промышленные стали, содержащие 0,1-0,9%С х - слиток, полученный при односторонне направленной кристаллизцаии; О - слиток,

охлажденный в печи

В большинстве публикаций отмечено, что увеличение содержания легирующих компонентов в сталях приводит к уменьшению расстояния между ветвями дендритов [13], поскольку при этом затрудняется диффузионный перенос между ветвями дендрита, которые растворяются или утолщаются в процессе коалесценции [17]. Ввиду сложности аналитического или численного описания эволюции морфологии дендритных ветвей в процессе кристаллизации для количественного выражения зависимости от состава и условий охлаждения чаще всего используют уравнения вида (1.1), коэффициенты а и Ь в которых должны быть установлены путем статистической обработки экспериментальных данных.

1.1.2 Характеристика неоднородности дендритной структуры слитков и отливок в макромасштабе и основные влияющие на нее факторы

В процессе затвердевания литых заготовок их охлаждение осуществляется через внешние стороны, которые примыкают к стенкам заливаемой формы. Скорость затвердевания периферийной зоны заготовки может значительно отличаться от скорости затвердевания центральной части. Соответственно меняются и междендритные расстояния. На рис. 1.3 приведены экспериментальные данные по изменению расстояний между дендритными осями (первого и второго порядка) при удалении от охлаждающей стенки залитой формы для отливок и слитков различного размера.

1600

Рнтагу И'т »р.«. тц

го ад и 80 юо 12а на 1бо

0»ыаг»се (/от сЬН!. тт

е

n

о*

Y.

У

и

л С

!д]шахсс1 ¿оие

О О Л ° О о 6

о о

_ о J <¿8 о

еР о о

<Ь 1

в <

<Р

,8» Ф

оФ

1020 Steel 50 mm thick »lab

1000

б)

Рис.

О 1 2 3 4 5

DISTANCE FROM STATIONARY SLAB/MOLD INTERFACE, cm

в)

0.1

0.001 0.01

0.1 1 10 100 Distance from Chill Surface (mm)

1000

1.3. Влияние расстояния от охлаждающей поверхности на величину промежутков между дендритными осями для стали [18, 19]

Чем больше толщина литой заготовки, тем значительнее отличается интенсивность изменения температуры центральной части заготовки от периферийной и, соответственно, величина междуосных промежутков.

п. О ------

.е

0

1 /./

и~>

/.Л'

1/4

КО

i*

7

¡8 о 4

о / /, 1

\

'.О -1-1-1-1_. 1

_

/

\

-1-1-1_1____ (

1- им

^ 8.0 о Ult0

г./

я4

5."

К1'

/

Ш /¿/7 /да /л; ¿>¿77

/,/7

/

;

-1—...... I

'<0 ио гы)

Расстонние от поверхности, пп

ч 6

Рис. 1.4. Изменение содержания хрома, марганца, кремния, никеля и ванадия в осевой зоне дендритов (7) и межосных участках (2) по сечению слитков стали 35ХГСА (а) и 37Х12Н8Г8МФБ (б) [20]

При этом изменяется и содержание легирующих элементов в межосных участках дендрита (рис. 1.4), что важно учитывать при определении условий последующего гомогенизационного отжига.

1.1.3 Характеристика неоднородности дендритной структуры слитков и отливок в микромасштабе и основные влияющие на нее факторы

Процесс кристаллизации является сложным для установления каких-либо зависимостей процессом. Причину зарождения кристалла в том или ином месте может определить малозаметная шероховатость на поверхности, дальнейший рост также неоднозначен ввиду конкурентного роста дендритов, неравномерности распределения легирующих компонентов и постоянных диффузионных, конвективных и тепловых перемещениях потоков в объеме расплавленной жидкости. Наиболее полную картину можно получить, используя статистический анализ полученных структур и модели, позволяющие охарактеризовать поведение в той или иной ситуации в идеализированных условиях.

В работах, посвященных анализу связей величины с условиями кристаллизации, исследователи обычно ограничиваются выводом соотношений для среднего значения (^ср? лишь изредка указывая величину разброса экспериментальных данных и коэффициенты корреляции полученных уравнений. Однако использование (Х,2)ср скрывает реальную картину структурной микронеоднородности и является недостаточным для ее качественного анализа, тогда как результаты металлографического исследования демонстрируют значительный разброс %2. относительно среднего значения (А-гЭср (рис. 1.5).

10 Í0 "0 90 110 МО ИО 1"0

10 ^0 "О 90 ПО по ио го

Рис. 1.5. Результаты металлографического исследования поверхностной (а),

промежуточной (б) и осевой зоны (в) литой заготовки [17]

На рис. 1.5 приведены микрошлифы поперечного сечения цилиндрического образца 080 мм из стали Fe-0,11%С-1,24%Мп-1,06%Сг-2,1 %Ni, залитой в кокиль, и полученные по ним гистограммы распределения Х2. При увеличении соответствующей продолжительности затвердевания т3 с 5 до 60 с возрастает не только (А,2)ср, но и разброс экспериментальных значений, достигающий 140 мкм при (А,2)ср=85 мкм (в) [17].

В целом можно сказать, что для отливки или слитка характерен широкий интервал расстояний между дендритными ветвями, связанный с макроскопическим перепадом условий затвердевания по сечению и микроскопической структурной неоднородностью.

1.1.4 Современные представления о механизме формирования дендритной структуры и ликвации

Результаты моделирования (рис. 1.6-1.7) кристаллизации бинарных сплавов раскрывают современные представления о характере развития структурных изменений и ликвационных процессов на вершине игольчатого кристалла при изменении условий направленной кристаллизации (градиента температуры О и скорости движения фронта кристаллизации V) от самых малых скоростей роста кристалла до критически высоких.

10 ' 10 1 11)"

1г(мм/с)

Рис. 1.6. Зависимость морфологии (схемы), радиуса вершины Л и междуосных расстояний ячеек и дендритов от скорости кристаллизации V [12]

Ггдля<7-1о' V,

I \

1'(мм/с)

= 10 : V г деш:ршы <• V

р — 1Ы0СКИЙ фрОШ

с - ячейки

Рис. 1.7. Зависимость концентрация жидкой фазы на вершине игольчатого кристалла С* при направленном росте от скорости кристаллизации [12]

Как видно из представленных графических зависимостей, затвердевание расплава со скоростями У<¥с происходит с плоской морфологией границы

раздела жидкая фаза - твердая фаза (при Я—*со и С*Ь = С0/к) в условиях, близких к равновесной кристаллизации, что позволяет получать изделия с равномерным распределением легирующих элементов. Данные режимы реализуются при кристаллизации материалов, применяющихся в электронной промышленности, однако скорости затвердевания при таких режимах настолько малы (например, в условиях высокоградиентной кристаллизации С=100 °С/мм скорость движения границы раздела достигает 10-100 мм/ч [21]), что промышленное производство отливок и слитков для металлургических целей при данных условиях маловероятно.

При скорости роста, превышающей Ус (рис. 1.6), в результате неустойчивости плоского фронта, связанной с возникновением концентрационного переохлаждения, образуется ячеистая структура [12, 16], дальнейшее развитие которой с повышением скорости кристаллизации

сопровождается уменьшением параметров К. и \\ приводит к формированию дендритной структуры [12, 16], устойчивой в широком интервале условий

роста (10"2<Г<10 мм/с; С*ь « С0). Режимы, при которых возможен переход от плоской морфологии границы раздела к ячеистой при скоростях роста кристаллов, близких к Ус, имеют аналогичные ограничения, связанные с низкой производительностью методов, реализующих необходимые условия кристаллизации. Однако, затвердевание металла с ячеистой микроморфологией может быть осуществлено при использовании современных высоко-градиентных технологий - таких, как лазерная и электронно-лучевая сварка, селективное лазерное сплавление, лазерная наплавка и др., отличающихся сочетанием достаточной локальности с мощностью и скоростью перемещения источника нагрева (диаграмма перехода к ячеистой кристаллизации в условиях больших градиентов температуры представлена на рис. 1.12).

Высокоскоростная кристаллизация (при У>1 мм/с) происходит в условиях, когда накопление примеси в узком слое расплава перед фронтом роста сопровождается явлением «захвата примеси» [12, 22]. В результате этого, повышения скорости роста приводит к увеличению значения коэффициента распределения (к—*1), происходит переход к ячеистой, а затем и плоской морфологии фронта кристаллизации (при Я—>оо) с дальнейшим переходом на предельный режим абсолютной устойчивости (при У=Уа),

когда реализуются условия бездиффузионной кристаллизации (С*ь = С*8 - С0). Подобные режимы кристаллизации при локально-неравновесных условиях на межфазной границе исследуются экспериментально достаточно давно [23, 24, 25], однако в последние десятилетия они получили чрезвычайно широкое технологическое развитие и применение в качестве перспективных средств получения новых материалов и изделий с особыми характеристиками [26, 27], обусловленными использованием условий и структурных параметров высокоскоростной кристаллизации.

1.1.5 Компьютерное моделирование дендритной неоднородности

Равновесная кристаллизация

Термодинамические методы наиболее эффективны для описания равновесия. Их используют вместе с экспериментальными данными для построения равновесных диаграмм состояния и изучения характеристик поверхности раздела «жидкость - твердая фаза» в равновесном состоянии. Кристаллизация - неравновесный процесс, но при малых отклонениях от равновесия можно использовать методы равновесной термодинамики для анализа отдельных аспектов процесса кристаллизации, предположив, что другие процессы (тепловые, диффузионные и т.д.) протекают с пренебрежимо малыми скоростями. В качестве основной характеристики системы в термодинамике используют свободную энергию Гиббса:

в = Н- ТБ = Е + РУ- ТБ, (1.2)

где Н - энтальпия, Т - абсолютная температура, Р - давление, V - объем, £ -энтропия.

Движущей силой, способствующей протеканию твердожидкого превращения, является величина АОу - разность свободных энергий жидкой (С/„) и твердой ((75) фаз. Она увеличивается по мере снижения температуры расплава (возрастает переохлаждение) и определяется уравнением:

А Су = вь - = АН- ТАЯ, (1.3)

где АН - энтальпия образования твердой фазы, А5 - энтропия образования твердой фазы; индексы относятся соответственно к жидкой и твердой

фазам (здесь и далее).

Для того, чтобы в системе имело место физико-химическое равновесие, необходимо выполнение следующих условий:

• равенство и постоянство температуры и давлений в каждой точке системы;

• равенство химических потенциалов всех фаз системы, исключающее протекание химических реакций;

• равенство и постоянство концентрации всех компонентов в пределах каждой из фаз.

Рассмотрим подробнее процесс равновесной кристаллизации. Допустим имеется жидкий сплав начального состава Со (рис. 1.8).

Жидкость

Рис. 1.8. Затвердевание сплава в условиях установившегося равновесия на поверхности раздела между жидкой и твердой фазами [16] а - диаграмма состояния; б - изменение концентрации растворенного компонента

на поверхности раздела

Первые порции твердой фазы образуются при температуре (здесь и далее температура ликвидуса) и имеют состав кСо, отличающийся при к< 1 меньшим содержанием растворенного компонента, чем исходная жидкая фаза. Остаток примеси, оттесняемый от поверхности раздела твердая фаза — жидкость, диффундирует внутрь жидкости (рис. 1.8, а). В процессе последующего охлаждения и затвердевания как жидкая фаза, так и твердая обогащаются растворенным компонентом; при температуре Т* на поверхности раздела жидкой и твердой фаз выделяется твердая фаза состава С/, находящаяся в равновесии с жидкостью С/Д Поскольку диффузия в твердой и жидкой фазах является полной, вся твердая фаза приобретает однородный состав С^ = С/, а жидкость — однородный состав Сь = С/,* (рис. 1.8, б). При температуре Т* уравнение материального баланса (сохранения общего количества растворенного компонента) может быть записано в виде

С/5+С^ = С0, (1.4)

где и — массовые доли твердой и жидкой фаз соответственно. Это уравнение может быть легко решено для оценки затвердевшей доли /$ при данной температуре, поскольку /б+/ь= 1 [16]. Наиболее часто используется другая запись уравнения (1.4):

С -- (1 }

Таким образом, при полном протекании диффузии внутри твердой и жидкой фазы и полном протекании межфазовой диффузии на границе фаз после завершения кристаллизации образуется равномерное распределение примеси в сечении твердой фазы. Состав выделяющейся твердой фазы в зависимости от температуры в соответствии с принципом локального равновесия описывается линией солидуса и совпадаем со средним составом твердой фазы в каждый момент времени.

Неравновесная кристаллизация

Реальный процесс затвердевания происходят при относительно высоких скоростях кристаллизации (выделения твердой фазы), вследствие чего диффузия не успевает проходить полностью.

При затвердевании металла можно условно выделить три диффузионных процесса, которые оказывают влияние на морфологию растущих кристаллитов, характер и степень образующейся химической неоднородности - диффузия в жидкой фазе, диффузия в твердой фазе, диффузия на границе раздела фаз [28, 29]. Исследования микроструктуры и химической неоднородности литых сплавов показали, что, во-первых, диффузия в жидкой фазе протекает частично и может быть существенно активизирована за счет циркуляции расплава при сочетании вынужденной и естественной конвекции (с помощью вибрации, ультразвука, магнитного перемешивания). Во-вторых, диффузия в твердой фазе в значительной мере подавлена и в ряде случаев полностью отсутствует. Следовательно, выделяющиеся слои твердой фазы не изменяют своей концентрации при

последующем охлаждении. И наконец, в-третьих, межфазная диффузия в реальных условиях кристаллизации протекает полностью, так как она охватывает несколько межатомных слоев, в пределах которых принцип локального равновесия выполняется и при неравновесной кристаллизации. При этом коэффициент распределения к между фазами равен равновесному (по диаграмме состояния), и только при сверхбыстрых условиях охлаждения

П О

(порядка 10-10 К/с) условия локального равновесия могут быть нарушены, тогда можно ожидать бездиффузионную кристаллизацию.

Одним из проявлений неравновесной кристаллизации является дендритная ликвация, возникающая в результате подавления одного из перечисленных диффузионных процессов. Дендритная ликвация развивается в сплавах, кристаллизующихся в интервале температур. Она приводит к возникновению концентрационной микронеоднородности - неоднородному распределению легирующих элементов и примесей по сечению кристаллитов твердого раствора (внутрикристаллитная ликвация), а также к появлению в определенных условиях избыточных структурных составляющих [29].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Суфияров, Вадим Шамилевич, 2013 год

6 Список использованной литературы:

1. Агрикола Г. О горном деле и металлургии в двенадцати книгах. Издание второе. Под.ред. С.В.Шухардина, - М.: Недра. - 1986

2. Suzuki А. et al. On secondary dendrite arm spacing in commercial carbon steels with different carbon content // J. Jpn. Inst. Metals, 1968, v. 32, p. 1301-1305.

3. Schwerdtfeger K. Einfluß der erstarrungsgeschwindigkeit auf die mikroseigerung und die interdendritische ausscheidung von Mangansulfideinschlüssen in einem mangan und kohlenstoff enthaltenden stahl // Arch. Eisenhüttenwes. 1970, H. 41, s. 923-937.

4. Edvardsson Т., Fredriksson H., Svensson I. A study of the solidification process in low-carbon manganese steels // Metal Science, 1976, p. 298-306.

5. Taha M.A., Jacobi H., Imagumbai M., Schwerdtfeger K. Dendrite morphology of several steady state unidirectionally solidified iron base alloys // Metall. Trans., 1982, v. 13A, p.2131-2141.

6. Jacobi H., Wünnenberg К. Solidification structure and micro-segregation of unidirectionally solidified steels // Steel Res, 1999, v. 70, No. 8+9, p. 362-367.

7. Cabrera-Marrero J.M et al. Macro-micro modeling of the dendritic microstructure of steel billets processed by continuous casting // ISIJ International, 1998, v. 38, No. 3, p. 812-821.

8. Karlinski de Barcellos V. et al. Modelling of heat transfer, dendrite microstructure and grain size in continuous casting of steels // Steel Res. Int., 2010, v. 81, No.6, p. 461-471.

9. El-Bealy M., Thomas B. Prediction of dendrite arm spacing for low alloy steel casting processes // Metall. Mater. Trans., 1996, v. 27B, p. 689-693.

10. Won Y. M., Thomas В. Simple model of microsegregation during solidification of steels // Metall. Mater. Trans., 2001, v. 32A, p. 1755-1767.

11. Volkova O., Heller H.P., Janke D. Microstructure and cleanliness of rapidly solidified steels // ISIJ Int., 1994, v. 34, No. 11, p. 896-905.

12. Курц В., Фишер Д. Фундаментальные основы затвердевания - Ижевск: НИЦ «Регулярная и хаотическая динамика», Ижевский институт компьютерных исследований, 2013.-298с.

13. Голод В.М., Емельянов К.И., Орлова И.Г. Дендритная микронеоднородность стальных отливок: обзор исследований и компьютерный анализ // Труды 9 межд. науч.-практ. конф. «Литейное производство сегодня и завтра», 2012, с. 422-442.

14. Lavernia Е. J., Ayers J. D., Srivatsan T. S. Rapid solidification processing with specific application to aluminium alloys // Int. Mat. Rev., 1992, v. 37, No. 1.

15. Pryds N.H., Pedersen A.S.. Rapid solidification of martensitic stainless steel atomized droplets // Metall. Mater. Trans., 2002, v. 33A, p. 3755.

16. Флеминге M. Процессы затвердевания - M.: Мир, 1977. - 424 с.

17. Емельянов К.И., Голод В.М. Моделирование локальной микроструктурной неоднородности многокомпонентных сплавов // Труды 9 межд. науч.-практ. конф. «Литейное производство сегодня и завтра», 2012, с. 461-471.

18. Krauss G. Solidification, segregation, and banding in carbon and alloy steels // Metall. Mater. Trans., 2003, V.34B. - p.781.

19. Brooks C.R. Principles of the austenitization of steels, - Elsevier Science Publishers LTD, 1992. - 226 p.

20. Голиков И.Н., Масленков С.Б. Дендритная ликвация в сталях и сплавах. -М.: Металлургия, 1977. - 224с.

J

I

21. Багдасаров X. С. Высокотемпературная кристаллизация из расплава - М.: ФИЗМАТЛИТ, 2004. - 160 с.

22. Харанжевский Е.В., Кривилев М.Д. Физика лазеров, лазерные технологии и методы математического моделирования лазерного воздействия на вещество. Учебное пособие. Под ред. П. К. Галенко - Ижевск: Изд-во "Удмуртский университет", 2011. - 187 с.

23. Aziz М., Boettinger W., On the transition from short-range diffusion-limited to collision-limited growth in alloy solidification // Acta metal.mater., 1994, v.42, №2, pp.527-537

24. Baker J. C., Cahn J. W., Solute trapping by rapid solidification // Acta metal., 1969, v.17, p.575-578

25. Ahmad N.A., Boettinger W.J et al., Solute trapping and solute drag in a phase-field model of rapid solidification // Physical review E, 1998, v. 58, №3, p.3436-3450

26. Кривилев M. Д., Харанжевский E. В, Лебедев В. Г. и др., Синтез композитных покрытий при высокоскоростном лазерном спекании металлических порошковых смесей // ФММ, 2013, т. 114, No 8, с. 1-23

27. Suryanarayana С., Inoue A., Bulk Metallic Glasses, - CRC Press, 2011. - p. 548

28. Новиков И.И., Золоторевский B.C., Дендритная ликвация в сплавах. - М.: Изд-во Наука, 1966. - 155 с.

29. Золоторевский B.C., Белов Н.А. Металловедение литейных алюминиевых сплавов. -М.: МИСИС, 2005. - 376 с.

30. Анастасиади Г. П. Формирование химической микронеоднородности в литейных сплавах. — СПб.: Политехника, 1992. - 147 с.

31. Анастасиади Г. П., Сильников М. В. Неоднородность и работоспособность стали. — СПб.: Полигон, 2002. - 623 с.

32. Tiller W. A., Jackson К. A., Rutter J. W., Chalmers В. // Acta Metall., 1953, v. l,p. 428.

33. Pohl R. G. J. //Appl. Phys., 1954.,v. 25, p.l 170.

34. Ландау А. И. Сб. Рост кристаллов. - Изд-во АН СССР, 1957. - с. 74.

35. Чалмерс Б. Физическое металловедение. - М: Металлургиздат, 1963. -455 с

36. Wagner С. // Trans. AIME, 1954, v. 200, р.154.

37. Rutter J. W., Chalmers B. // Canad. J. Phys., 1953, v. 31, No. 1.

38. Schaefer R. J., Glicksman M. E. // Metall. Trans., 1973, v. 1, p. 1970.

39. Эльбаум К. // УФН, 1963, т.79, вып. 3. с. 545-584

40. Burton J. A., Prim R. С., Slichter F. P. // J. Chem. Phys., 1953, v.21, p. 1987.

41. Smith V. G., Tiller W. A., Rutter J. W.// Canad. J. Phys., 1955, v.33, p. 723.

42. Scheil E., Z. Metallic., 34, 70, 1942.

43. Stefanescu D. M. Science and Engineering of casting solidification - 2009. -p. 358

44. Y.H. Shin et al.- ISIJ Int., 2001, v.41, №2, p.158-163

45. Aziz M. J. Model for solute redistribution during rapid solidification // J. Appl.Phys., 1982, v. 52, p.l 158-1168.

46. Соболев С.Л. Влияние локальной неравновесности на высокоскоростое затвердевание бинарных сплавов // Журнал технической физики, 1998, т. 68, №3, с. 45-52.

47. Голиков И.Н. Дендритная ликвация в стали. - М.: Металлургиздат, 1958. -206 с.

48. Лариков Л.Н., Фальченко В.М. и др. Аномальное ускорение диффузии при импульсном нагружении металлов // ДАН СССР, 1975, т.225, №5 с. 10731075

49. Гуревич М.Е., Лариков Л.Н., Мазанко В.Ф., Погорелов А.Е., Фальченко В.М. Влияние лазерного излучения на подвижность атомов железа // ФХОМ, 1977, т.12, с.7-9.

50. Мюллер Г. Выращивание кристаллов из расплава. Конвекция и неоднородности. Пер. с англ. - М.: Мир, 1991. - 143 с.

51. Reed R.C. The Superalloys. Fundamentals and Applications. - Cambridge university press, 2006. - p.372.

52. Каблов E.H. Литые лопатки газотурбинных двигателей. - М.: МИСИС, 2001.-632 с.

53. Симе Ч.Т., Столофф Н.С., Хагель У.К. Суперсплавы II: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и энергетических установок. - М.: Металлургия, 1995. - 385 с.

54. Самойлович В.А. и др. Стальной слиток. Т. 1. Управление кристаллической структурой. -Мн.: Беларуская Навука, 2000. - 583 с.

55. Rapid Prototyping Journal. Emerald Group Publishing, 1995-2013

56. Prasad A., Henein H., Gandin Ch-A., Mosbah S. A solidification model of atomization // ISIJ Int., 2009, v. 49, No. 7, p.992-999.

57. Vedovato G., Zambon A., Ramous E. A simplified model for gas atomization // Mater. Sci. Eng., 2001, p.235-239.

58. Heringer R., Gandin Ch.-A., Lesoult G., Henein H. Atomized droplet solidification as an equiaxed growth model // Acta Mater., 2006, v. 54, p.4427-4440.

59. Henien H., et al. Droplet solidification of impulse atomized Al-0.61Fe and Al-1.9Fe // Can. Met. Quart., 2010, No. 3, p.275-292.

60. Wiskel J.B., Henein H., Maire E. Solidification study of aluminum alloys using impulse atomization: Part I: Heat transfer analysis of an atomized droplet // Can. Met. Quart., 2002, v. 41, No. 1, p.97-110.

61. Wiskel J.B., Henein H., Maire E., Solidification study of aluminum alloys using impulse atomization: Part II: Effect of cooling rate on microstructure// Can. Met. Quart., 2002, v.41, No. 2, p.193-204.

62. Henein H, Prasad A. Droplet cooling in atomization sprays // J. Mater Sci., 2008, v. 43, p.5930-5941.

63. Grant P.S. Solidification in spray forming // Metall. Mater. Trans., 2007, v. 38A, p.1520-1529.

64. Лахенихт Ф., Шарф Г., Зебровски Д. и др., Струйное компактирование -перспективный процесс производства сталей и сплавов повышенного качества//Металлург, 2010, №10, с.36-43.

65. Херлах Д., Галенко П., Холланд-Мориц Д. Метастабильные материалы из переохлажденных расплавов. - Ижевск: НИЦ "Регулярная и хаотическая динамика": Ижевский институт компьютерных исследований, 2010. — 481 с.

66. Kurz. W., Fisher D.J., Dendrite growth at the limit of stability: tip radius and spacing// Acta Metallurgies 1981, v. 29, p. 11-20

67. Tian H., Stefanescu D., Dendritic Growth during Directional Solidification of Hypoeutectic Fe-C-Si Alloys // Metall. Trans, 1992, V.23A, p. 681-687

68. Голод B.M., Савельев К.Д., Басин A.C. Моделирование и компьютерный анализ кристаллизации многокомпонентных сплавов на основе железа. -СПб.: Изд-во Политехи, ун-та, 2008. - 372 с.

69. Gaumann М., Trivedi R., Kurz W. // Mater. Sci. Eng. A, 1997, p. 226-228

70. Эллиот Р. Управление эвтектическим затвердеванием. — М.: Металлургия, 1987.-352 с.

71. Galenko Р.К., Zhuravlev V.A. Physics of dendrite. - World Scientific, 1994. -p. 199

72. Голод B.M., Денисов B.A. Теория, компьютерный анализ и технология стального литья. - СПб., ИПЦ СПГУТД, 2007. - 610 с.

73. Чалмерс Б. Теория затвердевания. - М.: Металлургия, 1968. - 288 с.

74. Баландин Г.Ф. Теория формирования отливки. Основы тепловой теории. Затвердевание и охлаждение отливки. -М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э.Баумана, 1998.-360с.

75. Yoshioka Н., Tada Y., Hayashi Y. Crystal growth and its morphology in the mushy zone // Acta Mater., 2004, v. 52, № 6, p.1515-1523.

76. Bouchard D. and Kirkaldy J. Prediction of dendrite arm spacings in unsteady and steady-state heat flow of unidirectionally solidified binary alloys // Metallurgical and Materials Transactions B, v.28, 1997, p.651

77. Tewari S.N., Laxmanan V. Cellular-dendritic transition in directionally solidified binary alloys // Metallurgical and Materials Transactions A, v. 18, 1987, p.167

78. Kaya H. et al. Dendritic growth in an aluminum-silicon alloy // Journal of Materials Engineering and Performance, v,16(l), 2007, p.12

79. Fan J., et al. Directional solidification of Ti-49 at.% Al alloy // Applied Physics A, v.105, 2011, p.239-248

80. Иванцов Г.П., // Доклады Академии Наук СССР, 58, 1947, с. 567

81. Kaufman L., Bernstein Н. Computer Calculation of Phase Diagrams - NY.: Academic Press, 1970

82. http://matcalc.tuwien.ac.at/index.php/about-matcalc/references

83. THERMO-CALC, version 5, Royal Institute of Technology, Stockholm, 2008.

84. DICTRA, version 25, Royal Institute of Technology, Stockholm, 2008.

85. Гуляев А.П. Металловедение.- M.: Металлургия, 1986. - 544 с.

86. Kagawa A., Iwata К. Theoretical evaluation of equilibrium partition coefficients of solute elements in Fe-C-base quaternary and multicomponent systems // Materials science and technology, 1985, v.l, p.678-683

87. Kagawa A., Okamoto T. Influence of alloying elements on temperature and composition for peritectic reaction in plain carbon steels // Materials science and technology, 1986, v.2, p.997-1008

88. Shin Y.H., Kim M.S. et al. An analytical model of microsegregation in alloy solidification // ISIJ International, 2001, v.41, No. 2, p 158-163

89. Ohnaka I. // Trans. Iron Steel Inst. Jpn., 26, 1986, p. 1045

90. http://www.ptc.com/product/mathcad/

91. Jin I., Purdy G.R., Controlled solidification of a dilute binary alloy. II. Experiment // Journal of crystal growth, 23, 1974, pp.37-44

92. Miettinen J. Thermodynamic-Kinetic Simulation of Constrained Dendrite Growth in Steels // Metal. Mater. Trans. В vol.31, 2000, p.365-379

93. Криштал M.A., Волков А.И. Многокомпонентная диффузия в металлах. -М.: Металлургия, 1985. - 176 с.

94. Голиков П.А. Расчет коэффициента диффузии углерода в сталях и его приложение в моделировании фазовых превращений и науглероживания, диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук, СПб, СПбГПУ, 2012, 176 с.

95. Louhenkilpi S., Miettinen J., Holappa L. Simulation of microstructure of as-cast steels in continuous casting // ISIJ international, 2006, v.46, No. 6, p. 914-920.

96. Lavernia E. J., Srivatsan T. S. The rapid solidification processing of materials: science, principles, technology, advances, and applications // J. Mater. Sci., 2010, v. 45, p. 287-325.

97. Lavernia E. J., Ayers J. D., Srivatsan T. S. Rapid solidification processing with specific application to aluminium alloys // Int. Mat. Rev., 1992, v. 37, No. 1

98. Handbook of atomization and sprays. Theory and applications. - Springer science business media, LLC, 2011. - p.935.

99. Gift R., Grace J. R., Weber M. E.: Bubbles, drops and particles, Academic Press, New York, 1978, p.l 11.

100. Юркинский В.П., Сладков И.Б., Зайцев B.A. Теплотехника. Тепломассоперенос: Учеб. пособие. - СПб.: Изд-во Политехи, ун-та, 2007. -295 с.

101. Zheng В. et al. Gas atomization of amorphous aluminum: Part I: Thermal behavior calculations // Metall. Mater. Trans., 2009, v. 40B, p. 768.

102. Ranz , M. E. and Marshall, W. R., Evaporation from drops- Part I // Chemical Engineering Progress, 1952, Vol. 48, No. 3, p. 141-146

103. Колмогоров A.H. К статистической теории кристаллизации металлов // Известия академии наук СССР, 1937, стр.355-359

104. Голод В.М., Савельев К.Д. Вычислительная термодинамика в материаловедении. - СПб.:Изд-во Политехн.ун-та, 2010. - 218 с.

105. Grant P.S., Cantor В., Kagerman L.. Modelling of droplet dynamic and thermal histories during spray forming -1. Individual droplet behavior // Acta Metal. Mater., 1993, v. 41, No 11, p. 3097-3108

106. Lippard H., Campbell C., et al., Microsegregation Behavior during Solidification and Homogenization of AerMetlOO Steel // Metall. Mater. Trans., 1998, v.29B, p.205

107. Галенко П.К., Модель высокоскоростного затвердевания в проблеме наравновесных фазовых переходов. Диссертация на соискание ученой степени доктора физико-математических наук. Ижевск, УдГУ, 2006, 230 с