книги / Теория литейных процессов
..pdfколлективизированное состояние (электронный газ). Коллективизированные электроны принадлежат в равной степени атому углерода и окружающим атомам железа, которые в свою очередь отдают свои внешние электроны с уровня 4s2 в коллективизированное состояние (строение внешнего электронного состояния изолированного атома железа Зр6 3d6 4s2). Взаимодействие коллективизированных электронов с остовами атомов является основой металлической связи.
Атом углерода, внедряясь в октаэдрическую пустоту о.ц.к.-подобной структуры ближнего порядка расплавленного железа, приобретает эффективный радиус, отличный от радиуса иона С+4, который в зависимости от степени ионизации колеблется от 0,02 до 0,077 нм. По данным В. К. Григоровича он имеет 0,055 нм.
В о.ц.к.-решетке октаэдрические пустоты позволяют разместить сферу радиусом /оп = 0,154г, где г - радиус жестких шаров, из которых построена о.ц.к.-решетка с параметром а; гоп = ciу/3/4 нм. Для о.ц.к.-решетки S-Fe при 1500 °С о = 0,2934 нм, тогда гоп = 0,0196 нм. Следовательно, некоторые исследователи делают вывод о том, что в области разбавленных растворов углерод не может образовывать чисто атомарные или ионные расплавы с равномерным распределением атомов или катионов С"4 в октаэдрических пустотах квазирешетки железа.
В расплавах Fe-C энергия взаимодействия разноименных атомов значительно выше, чем в одноименных (Fe-Fe, С-С). Это приводит к частичной упорядоченности ионов углерода относительно ионов железа и образованию достаточно крупных группировок FexC, близких по строению к цементиту (рис. 4.2). Возникновение группировок FexC в расплаве приводит к искажению упорядоченности в расположении частиц железа вокруг группировки и, следовательно, к понижению плотности (возрастанию объема) и уменьшению кинематической вязкости.
Fe
Рис. 4.2. Структура цемента FejC по Гольдшмиту (цифры на рисунке - межатомные расстояния в нанометрах)
Группировки FexC, имея ослабленную связь с окружающими частицами Fe, вытесняются на поверхность расплава, что вызывает снижение поверхностного натяжения (см. рис. 4.1, г).
Объемные изменения в расплавах под влиянием температуры или примесей не могут быть более объемных изменений при полиморфных превращениях (S - Fe -» у - Fe) или плавлении (2-4 %). Эти значения достигаются уже при 0,16 % С. При дальнейшем повышении концентрации углерода изменяется тип ближнего порядка расположения атомов железа: они преимущественно располагаются подобно г.ц.к.-решетке с увеличением коэффициента упаковки и координационного числа. Переход одной структуры в другую заканчивается при 0,3-0,4 % С, когда достигается максимум плотности (плотность возрастает на 1,9 % при 1550 °С и на 1,5 % при 1800 °С). Дальнейшее повышение концентрации углерода не изменяет природы расплава, но вследствие увеличения числа группировок FexC плотность расплава снижается. В интервале 0,35-1,4 % С плотность расплава уменьшается на 3,0 % при 1550 °С и на 1,78 % при 1800 °С.
Снижение удельного объема расплава в интервале 0,16-0,35 % С вызывает увеличение вязкости. Изменение структуры от о.ц.к.- к г.ц.к.- подобной решетке приводит к повышению энергии межчастичного взаимодействия между частицами железа. Последние, несмотря на вытеснение группировок FexC на поверхность, повышают поверхностное натяжение. При содержании углерода 0,35-0,5 % структура ближнего порядка становится, повидимому, полностью подобной г.ц.к.-упаковке. Дальнейшее повышение концентрации углерода приводит к разрыхлению расплава под влиянием группировок FexC, что сопровождается снижением значений d, а и к
Накопление группировок FexC в расплаве не происходит беспредельно: при высоких (> 2 % С) концентрациях углерода и умеренных температурах (не более 1450-1500 °С) не исключена возможность их разрушения и образования в расплавах пакетов (чешуек) графита. Повышение температуры приводит к возрастанию растворимости микрогруппировок FexC, и пакеты графита переходят в жидкий раствор.
В общем случае в железоуглеродистых расплавах при высоких температурах (более 1550 °С) никаких микрогруппировок углерода в виде FexC или С-С не должно существовать, о чем свидетельствуют результаты рентгеноструктурного анализа расплавов Fe-C.
4.3.Диаграмма состояния расплавов Fe-C
Структура ближнего порядка расплавов Fe-C под влиянием углерода и температуры претерпевает значительные изменения, о чем свидетельствуют результаты дифракционных и физико-химических исследований.
Одной из первых является диаграмма А. М. Самарина (рис. 4.3, а). При построении диаграммы учтен комплекс физических свойств расплавов Fe-C:
вязкость, плотность, поверхностное натяжение, излучательная способность и др. Выделенные на диаграмме области ближнего порядка обозначены символами Жо.ц.к. и Жг.ц.к.. Символ Жст относится к статистической структуре перегретых расплавов. На диаграмме Е. С. Филиппова (4.3, б) выделены области существования структур жидкости Ж0.ц.к. и Жг.ц.к., имеющей порядок атомов, близкий к о.ц.к,- и г.ц.к.-фазе твердых сплавов железа, смешанный ближний порядок Жсм типа г.ц.к. <-» о.ц.к., а Ж 0.ц.к.ст - жидкость, имеющая ближний порядок типа размытой о.ц.к.-упаковки. Из диаграммы следует, что в чистом жидком железе отсутствуют превращения типа г.ц.к. о.ц.к., они возникают под влиянием углерода. При растворении до 0,01 % С верхняя температурная граница превращения типа г.ц.к. о.ц.к. поднимается от температуры плавления 1535 °С до 1570 °С (заштрихованные области - интервалы структурных переходов в жидкой фазе). П. В. Гельд, основываясь на исследовании магнитной восприимчивости сплавов Fe-C в интервале 1000— 1800 °С, дает свою трактовку диаграммы (4.3, в). Кривая U-В характеризует температурно-концентрационные условия, при которых завершается превращение структуры ближнего порядка г.ц.к. <-> о.ц.к. На рис. 4.3, г представлена диаграмма Г Н. Еланского и В. А. Кудрина. Вертикальная линия 1 соответствует концентрации углерода, при которой наблюдается минимум на кривых d, а и V (C M . рис. 4.1). Линия 2 соответствует концентрации углерода, при которой на кривых d9 сг и v (магнитная восприимчивость) выявляется максимум, а линия 3 соответствует концентрации углерода в точке максимума на кривой энергии активации вязкого течения.
Рис. 4 .3 . С труктурны е диаграммы для |
ж идк их сплавов с углеродом |
по данны м различны х авторов: а - |
А . М . С амарина; б - Е. С. |
Ф илиппова; в - П. В . Гельда; г - Г. Н. Еланского и В . А . К удрина
Левее линии 1 расплав имеет о.ц.к.-подобную структуру ближнего порядка (Ж0.ц.к.); правее линии 3 - г.ц.к.-подобную структуру ближнего порядка (ЖГл,к.). Между линиями 2 и 3 заключена область концентраций углерода, в которой происходит постепенный переход от о.ц.к.- к г.ц.к.-подобной структуре ближнего порядка.
Точки на рис. 4.3, г отвечают концентрации углерода и температуре, при которых на политерме плотности отмечены переломы. При высоких перегревах расплавов происходит переход структуры ближнего порядка Ж0.ц.к. и Жг.ц.к. к статистической структуре ближнего порядка перегретых расплавов (Жст): Ж0.ц.к.
+Жг.ц>к. ^ Жст ИЛИ Жг.ц.к. Жст.
4.4.Железоуглеродистые расплавы типа чугунов
Вязкость. Согласно теории активированного комплекса, развитой Г. Эйрингом, вязкость определяется из выражения
(4.1)
где N - число Авогадро (6,02484-1023); h - постоянная Планка (1,583-10'31 кал-с); М - средний молекулярный вес; R - универсальная газовая постоянная, равная 1,986 кал/(моль-град); FB- изобарно-изотермический потенциал или свободная энергия активации вязкого течения.
Значение FBможно получить по формуле
Для изучения структуры ближнего порядка расплавов типа чугунов исследовали температурную зависимость вязкости от концентрации углерода. Измерению v подвергались сплавы на базе железа марки В-3 с содержанием
Высокоуглеродистые образцы были получены путем расплавления сплава с 4,55 % С в графитном тигле в течение 2-4 часов при 10‘2 мм рт. ст. и 1700-1750 °С. Измерение вязкости производилось с 1500-1600 °С в режиме охлаждения.
Зависимость v от t в области высоких температур довольно плавная (1450-1600 °С), но в то же время при более низких - несколько крутая (рис. 4.4). Кривизна кривых v = fit) зависит от концентрации углерода в расплавах. При высоком перегреве значения FBлинейно растут с повышением температуры:
FB= а + e-t. |
(4.3) |
3.0
Температура, сС
Рис. 4.4. Политермы кинематической вязкости железоуглеродистых сплавов
С понижением температуры значения FB отклоняются от линейной зависимости. С увеличением содержания углерода эти отклонения происходят при более низких температурах (табл. 4.1).
В отличие от чистых металлов - Fe, Si, Ge и других, где значения v(FB) растут при понижении температуры вплоть до точки кристаллизации, в железоуглеродистых расплавах при содержании углерода более 1,97 %
значения v и FBрезко возрастают в предкристаллизационный период: |
|
Fa=HD-T S a9 |
(4.4) |
где Япи Sa - энтальпия и энтропия активации вязкого течения. |
|
Таблица 4.1
Зависимость температуры начала отклонения значений свободной энергии
_____________ вязкого течения от содерэ/сания углерода_____________ __
Содержание |
|
Температура отклонения t от |
|
Температура кристаллизации, °С |
линейной зависимости: |
||
углерода, % |
|||
|
Fn = a + вЧ, |
||
|
|
||
1,97 |
1420 |
1500 |
|
2,40 |
1380 |
1480 |
|
2,85 |
1343 |
1450 |
|
3,80 |
1227 |
1420 |
|
4,00 |
1173 |
1400 |
|
4,55 |
- |
1375 |
Сравнивая это выражение с уравнением (4.3), справедливым для железоуглеродистых расплавов при высоких температурах, молено видеть, что
а |
= На= const ; |
6 = - S u = const |
(4.5) |
|
Следовательно, -S 0 не |
зависит от температуры |
и является отрицательным. |
||
Можно по тангенсу угла наклона |
определить |
-S B расплава Fe-C. |
Если |
подставить выражение На= Еа -RT в уравнение (4.4), то получим
FU= EB- R T - S J , |
(4.6) |
где £в - энергия активации вязкого течения.
Далее подставляем полученное выражение в уравнение (4.1) и получаем
,'=f expl :“p<-i)4 -l)' |
(4-7> |
Для температурного интервала, в пределах которого справедливо |
|
соотношение (4.3), последнее выражение приобретает следующий вид: |
|
у = A- exp^— 'j • |
(4.8) |
Из уравнения (4.8) следует, что логарифм кинематической вязкости |
|
должен быть линейной функцией обратной абсолютной температуры |
по |
тангенсу угла наклона которой можно определить энергию активации вязкого течения Еъ. Действительно, при высоких температурах lgv довольно строго
линейно зависит от f i j . При более низких температурах наблюдаются
заметные отклонения, причем с увеличением содержания углерода они происходят при более низких температурах.
Наличие максимума на изотермах v при 1,97 % (~2,14 %) углерода обусловлено приобретением расплавом /-подобной структуры ближнего порядка (рис. 4.5). При повышении температуры величина максимума уменьшается, а при очень высоких температурах (более 1600 °С) форма изотермы вязкости, по-видимому, должна быть более плавной. Это объясняется, как отмечалось выше (раздел 4.3), некоторым нарушением структуры ближнего порядка с образованием структуры Жст.
Минимум вязкости наблюдается в эвтектическом расплаве. В этом случае связь между микрообластями расплава Fe-C определяется главным образом взаимодействием разноименных атомов Fe и С. Ослабление силы межчастичного взаимодействия железа (Fe-Fe) облегчает процесс вязкого течения. Минимум вязкости на изотермах при эвтектической концентрации свидетельствует о том, что при плавлении сохраняется структура ближнего порядка, свойственная твердому сплаву эвтектического состава. Добавление как железа, так и углерода увеличивает число одноименных связей (Fe-Fe или С-С) и способствует возрастанию к Поэтому после достижения эвтектической концентрации характер вязкого течения определяется графитными
комплексами, способствующими росту вязкости. Под термином графитных комплексов подразумеваются те мелкие графитные частицы (КГ-10’7 см), которые не успели раствориться в расплаве или кристаллизоваться при охлаждении. Характер изотерм кинематической вязкости показывает, что начиная с 4,55 % С значение вязкости резко возрастает в случае вычисления ее по формуле для сильновязкой жидкости (кривая а на рис. 4.5). При использовании формулы для слабовязкой жидкости значение вязкости резко уменьшается (кривая б на рис. 4.5). В связи с этим при выборе математического аппарата для вычисления вязкости следует корректно использовать критерий распознавания С характеризующий области применения соответствующих формул.
Рис. 4 .5 . И зотермы кинематической вязкости расплавов ж ел езо -у гл ер о д
На рис. 4.6-4.8 приведены зависимости FB, - 5В, Еви свободного объема в расплавах, рассчитанного при условии, что размеры ионов Fe и С соответственно равны 0,77 и 0,2 Â.
Рис. 4 .6 . Изотермы свободной энергии активации вязкого течения
расплавов ж ел езо -у гл ер о д
|
С) |
|
/ |
0 ^ |
|
О |
||
|
* *
^ ^ 0
Содержание углерода, %
Рис. 4 .7 . Зависим ость Е п от содерж ан и я угл ер од а
Содержание углерода, %
Рис. 4 .8 . Зависим ость -5 „ и Vclï от содер ж ан и я угл ер од а
Рассмотрим более подробно интервалы концентрации углерода, в пределах которых происходит изменение энергетических параметров.
1. L32-L97 % С (-2Л4 %). В этом интервале концентрации углерода значения v, Ев и -S B возрастают. Энергия активации Ев практически слабо изменяется, хотя имеется определенная тенденция ее возрастания.
Если учесть, что жидкость с самой большой Ев и самым малым свободным объемом имеет самые высокие значения v, то в расплаве с 1,97 % С должен наблюдаться минимум вязкости. Однако результаты измерения v показывают, что наблюдается максимум вязкости. Это говорит о серьезных изменениях структуры ближнего порядка, происходящих при переходе Ж0.ц.к. (ô-подобной структуры) к Жг.ц.к, (y-подобной структуры).
Данный переход сопровождается ростом энтропии активации вязкого течения. С момента образования y-подобной структуры в результате микронеоднородности расплава вязкость повышается. Момент завершения 5- в y-подобный раствор отмечается максимумом на изотермах вязкости, что подтверждается результатами измерения плотности и рентгеноструктурного анализа.
2.1,97-4,0 % (4,3 %) С. Начиная с 2,14 % С, значения v, Fв, £в и Ксв
падают. Вязкость убывает одновременно с уменьшением Еь и VCB. Это значит, что энергия активации уменьшается с концентрацией углерода быстрее, чем свободный объем, так как
На основании этих данных можно утверждать, что межчасгичное взаимодействие атомов железа ослабляется и усиливается взаимодействие разноименных атомов по мере роста концентрации углерода, о чем свидетельствует увеличение абсолютного значения энтропии активации вязкого течения. В данном случае начинается микрогетерогенизация расплава, хотя величина ее мала для определяющего влияния на вязкость. Разрыхление структуры y-подобного раствора под влиянием углерода приводит к дальнейшему снижению вязкости вследствие образования железоуглеродистых комплексов (Fe-C).
3. Более 4,3 % С. Значения v и FB возрастают, а значения VZB падают. Увеличение вязкости связано с образованием большого количества графитных комплексов вследствие ослабления силы связи между Fe и С и усиления межчастичного взаимодействия атомов углерода (Pc-с > FVe-c)- Данный процесс сопровождается увеличением энтропии активации вязкого течения.
Плотность. При определении плотности использован аналоговый метод регистрации у-излучения на установке «Параболоид» конструкции ЦНИИТМАШа. На рис. 4.9 приведена в качестве примера политерма плотности сплава с 3,9 % С. Как видно, при 1544 °С (точка 2 на политерме) в процессе охлаждения происходит резкое уплотнение жидкого сплава (отрезок 2-3), далее значение плотности возрастает по линейному закону до точки 4.
|
|
|
|
|
4 |
|
|
|
|
___ J |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
/ |
|
|
||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
L J L |
|
6 |
. |
|
6 |
----------- |
1 ■ |
■ 1----------- |
|
и ------------------------------------ |
|
|
г 1— ■ - J |
|
30 |
170 |
310 |
450 |
590 |
730 |
370 |
1010 |
1150 |
1290 |
1430 |
1570 |
1710 |
Температура, *С
Рис. 4 .9 . П олитерма плотности сплава ж ел езо -у гл ер о д (3 ,9 %)
В предкристаллизационный период, как правило, для низкоуглеродистых расплавов намечается на политерме d постоянство значений плотности (отрезок 4-5) в процессе охлаждения до температуры начала кристаллизации избыточного аустенита (точка 5). Значение d возрастает более интенсивно, чем в однофазном жидком сплаве. В точке 6 начинается эвтектическая кристаллизация, которая завершается в точке 7 с разуплотнением (Ж->А+Графит). При дальнейшем охлаждении сплава до температуры начала эвтектоидного превращения (точка 8) плотность возрастает по линейной
зависимости. При эвтектоидном превращении происходит разуплотнение (отрезок 8-9) вследствие кристаллизации эвтектоида, состоящего из феррита и графита. Дальнейшее охлаждение сплава до комнатной температуры (20 °С) способствует постоянному росту d.
Разуплотнение расплава при 1544 °С обусловлено сложным явлением. Данный вопрос подробно будет обсужден в пятой главе.
Для всех исследованных сплавов Fe-C характер политерм в жидком и жидкотвердом состояниях не изменяется. Для доэвтектических расплавов наблюдается одинаковый наклон политерм плотности. Однако при содержании углерода более 5,0 % наклон политерм d существенно уменьшается и значения плотности слабо зависят от температуры (рис. 4.10).
Следует отметить еще одну особенность, которая заключается в резком уплотнении расплава перед началом эвтектической кристаллизации.
Р ис. 4 .1 0 . П олитерм ы п лотн ости ж ел езо у гл ер о д и ст ы х расп лавов