Линейная усадка стальных отливок, ее связь с диаграммой состояния Fe-Fe3C

Размещено на http://www.allbest.ru/

линейная усадка стальных отливок, ее связь с диаграммой состояния Fe-Fe3C

УДК 621.74:669.14

А.Я. Шатов, Д. А. Бойков, А. А. Ступак

Приведены расчеты поэтапного изменения линейных размеров стальных отливок при охлаждении. Выявлено влияние перитектического превращения на величины доперлитной и полной линейной усадки. Проведена сравнительная оценка полученных расчетных результатов с экспериментальными данными.

При затвердевании и охлаждении стальных отливок в литейной форме уменьшаются их объем и линейные размеры. Этот процесс назвали усадкой. От линейной усадки стальных отливок зависят их размерная точность, вероятность образования горячих и холодных трещин.

Рис. 1. Влияние содержания углерода в стали на полную (еn) и доперлитную (еdn) усадку отливок по данным разных авторов: 1 -- Бриггс и Газелиус [1]; 2--Н. А. Трубицын [2]; З -- Вюст и Шитцковский [3]; 4 -- И. В. Грузных [4]; 5 -- Н. Г. Гиршович, Ю. А. Нехендзи, Б. И. Лебедев [5]; 6 -- А. Я. Шатов [6]

В зависимости от конструкции отливки, свойств литейной формы линейная усадка всегда в какой-то степени является механически или термически заторможенной. Вследствие этого величины усадки в различных местах отливки могут быть значительно меньше свободной линейной усадки. В этих местах отливка оказывается деформированной, возникают внутренние напряжения, от величины которых зависит образование горячих и холодных трещин. Для определения степени деформации необходимо знать величины свободной линейной усадки отливок из сталей с различным содержанием углерода и действительную линейную усадку, величину которой можно определить экспериментально на самой отливке. Но данные о свободной линейной усадке отливок, т.е. максимально возможной ее величине, противоречивы, что видно из результатов обработки большого количества экспериментальных данных (рис.1).

Был проведен поэтапный расчет величины линейной усадки стальных отливок из углеродистых сталей с учетом фазовых превращений, происходящих при охлаждении стали согласно диаграмме состояния Fe-Fe3C, и полученные результаты сопоставлены с экспериментальными данными. Были использованы результаты расчетов и собственных экспериментов.

Полная линейная усадка (еn) представляет собой сумму величин доперлитной усадки (еdn) и послеперлитной усадки (еnn) за вычетом величины расширения при превращении аустенита в феррит и эвтектоидном превращении ().

еn=еdn-ег>б+еnn

При проведении работы выявлены особенности затвердевания тонкостенных стальных отливок. На рис. 2 приведены кривые охлаждения опытной отливки толщиной 20 мм из стали 25Л. Горячие спаи термопар группы ПП устанавливали по центру и в поверхностном слое опытных отливок.

Рис. 2. Кривые изменения температуры в центре (1), поверхностном слое (2) плоской отливки и линейной усадки в области высоких температур (3)

Вид кривой охлаждения центра отливок соответствует теории фазовых переходов и правилу фаз.

На кривой охлаждения зафиксированы площадка, свидетельствующая о постоянстве температуры при перитектическом превращении (число степеней свободы С=0), и перегиб при температуре солидуса (С=1). Точно определить температуру ликвидуса по перегибу на кривой охлаждения довольно сложно, поэтому ее рассчитывали по формуле [7]

Результаты определения температур фазовых переходов:

0C, tперит = 1480 0C, 0C.

Фактические температуры фазовых превращений находятся значительно ниже (особенно температура солидуса) равновесных температур, установленных по диаграмме состояния Fe-Fe3C.

Изменение температуры в поверхностном слое отливки соответствует характеру кривой охлаждения в центре, перегибы на кривой по времени совпадают с перегибами при температурах ликвидуса и солидуса на кривой охлаждения центра, но отсутствует площадка при перитектическом превращении. Перепад температур в поверхностном слое от момента начала затвердевания до полного затвердевания всей отливки составляет примерно 250С.

Сопоставление кривой линейной усадки с кривыми охлаждения показывает, что сразу же после заливки происходит предусадочное расширение, и только через 30 с начинается линейная усадка. Интенсивное развитие усадки наблюдается только при достижении в центре отливки температуры солидуса, т.е. с момента начала резкого снижения температуры на поверхности и в центре отливки.

Корочка на поверхности отливки формируется очень быстро. Методом выливания жидкого остатка установили, что уже через 3…5 с после заливки толщина корочки составила 2…3 мм. При ее формировании и происходит предусадочное расширение, основной причиной которого, по-видимому, является расширение при нагреве формовочной смеси, находящейся в контакте с поверхностью отливки. По мере роста затвердевшего слоя температура в поверхностном слое изменяется незначительно. В этом случае линейная усадка при наличии градиента температур по сечению стенки отливки связана в основном с фазовым превращением ЖТв и перитектическим превращением Жв+дФнЖв+АJ, в результате которых формируются первичная структура отливки и прочность. По кривым охлаждения определили температуры начала линейной усадки.

Рис. 3. Кинетические кривые линейной усадки образцов сталей с различным содержанием углерода

Экспериментальные значения свободной линейной усадки установили по кривым линейной усадки, представленным на рис.3 [8].

Величины доперлитной и послеперлитной усадки рассчитывали по формуле

стальной отливка охлаждение усадка

еdn(nn)=бсрМДtМ100, (1)

где еdn(nn) - расчетная величина доперлитной (еdn) или послеперлитной усадки (еnn),%;

- температурный интервал соответствующего этапа усадки, 0С; - средний коэффициент термического сжатия в температурном интервале , град-1.

Необходимые для расчетов исходные данные приведены в табл. 1.

Таблица 1

Величины доперлитной усадки, полученные опытным и расчетным путями

Коэффициент линейного расширения сталей с различным содержанием углерода определяли на оптическом дилатометре Шевенара. Полученные значения средних коэффициентов линейного расширения использовали для расчетов по выражению (1). При этом предполагали, что средний коэффициент термического сжатия литых проб, охлаждающихся в интервале температур от температуры начала линейной усадки до Аrз, численно равен среднему коэффициенту линейного сжатия дилатометрических образцов при их охлаждении в интервале температур 10000С- Аrз. Как видно из табл. 1, расчетные величины оказались значительно меньше экспериментальных.

В сталях с содержанием углерода 0,1…0,51 % на процесс первичной кристаллизации и линейную усадку существенное влияние должно оказывать перитектическое превращение, в основе которого лежит превращение .

1. В интервале 0,1…0,15 %С: дФН + ЖВ > дФН + АJ .

2. При 0,16 %C: дФН + ЖВ > АJ .

3. В интервале 0,17…0,51 %С: дФН + ЖВ > ЖВ + АJ.

При анализе влияния перитектического превращения на величину доперлитной усадки использовали данные Вестгрена [9], согласно которым при нагревании в критической точке А4 удельный объем чистого железа увеличивается на 0,95%. При охлаждении удельный объем уменьшается на эту же величину, а линейные размеры - на 0,317%. С увеличением содержания углерода в стали эта величина уменьшается, так как снижается количество д-фазы при перитектическом превращении.

По правилу коноды (отрезков) рассчитали изменение количества д-фазы, превращенной в г-фазу, в зависимости от содержания углерода в стали и связанное с ним уменьшение линейных размеров. У стали с 0,15%С это уменьшение при перитектическом превращении составляет 0,28%, у стали с 0,41%С - 0,08%.

Суммируя значения доперлитной усадки, рассчитанной по выражению (1), с уменьшением размеров при перитектическом превращении, получили расчетную величину доперлитной усадки, которая, как видно из табл. 1, равномерно уменьшается с увеличением содержания углерода в стали и довольно близка к экспериментальным данным.

У доэвтектоидных сталей при их охлаждении на кривой линейной усадки появляется участок, свидетельствующий об увеличении линейных размеров при перестройке решетки в решетку . Как видно из рис.3, с увеличением содержания углерода в стали расширение при превращении уменьшается.

С целью анализа факторов, влияющих на величину расширения образцов при превращении аустенита, провели расчеты изменения удельных объемов структурных составляющих стали 25Л в зависимости от содержания углерода и температуры. При расчетах использовали формулы [10]

где - удельный объем феррита, см3/г; - удельный объем аустенита, см3/г; - удельный объем цементита, см3/г; С - массовая доля углерода, %; t - температура, 0С.

Согласно общей теории фазовых превращений, у доэвтектоидных сталей распад аустенита начинается с выделения избыточного феррита, с увеличением содержания углерода температурный интервал превращения уменьшается. При этом одновременно идут несколько процессов: с одной стороны, увеличивается объем металла при превращении , с другой - с понижением температуры уменьшается объем оставшегося аустенита и образовавшегося феррита при одновременном изменении соотношения их количества в сплаве. Кроме того, при понижении температуры стали увеличивается содержание углерода в оставшемся аустените (согласно линии GS диаграммы Fe-Fe3C), что, в свою очередь, влияет на изменение его удельного объема.

Распад аустенита заканчивается эвтектоидным превращением. Изменение удельных объемов фаз в связи с этим также должно сказаться на величине расширения образца. Кроме отмеченных факторов, на общую величину расширения должен повлиять тепловой эффект превращения аустенита и возникновения поля напряжений при превращении. Но в расчетах это не учитывалось. Результаты расчетов для стали с 0,25% углерода представлены в табл. 2.

Таблица 2

Изменение объема стали (0,25 % С) в процессе распада аустенита

Расчетная величина роста линейных размеров в результате распада аустенита равна 0,155 % и довольно близка к получаемой на дилатометрических образцах (0,12 %). Как видно на рис.4, расчетная и дилатометрическая кривые почти совпадают. Для сравнения на рис.4 приведена дилатометрическая кривая, полученная Штеблейном [11] для стали с 0,22 %С. На кривой ясно видна вертикальная площадка, отражающая расширение образца в результате эвтектоидного превращения. На нашей кривой эта площадка наклонная, т.е. превращение происходит не при постоянной температуре, а в интервале температур, что объясняется присутствием кремния и марганца в стали.

Расширение при эвтектоидном превращении рассчитывали по разнице удельных объемов аустенита и перлита. Удельный объем перлита, определенный по удельным объемам составляющих фаз равен 0,13136 см3/г. Для перлитной стали расширение при эвтектоидном превращении составляет по расчету 0,15%, по дилатометрической кривой - 0,1% (рис.4, кривая 4). Из сопоставления кривых стали с 0,25 %С (рис.3, 4) видно, что расчетная величиина расширения при превращении больше значений, определенных по кривой линейной усадки образцов. Но данные дилатометрических измерений с величиной расширения образцов почти совпадают.

Величину послеперлитной усадки рассчитывали по выражению (1). Необходимые для расчетов данные приведены в табл. 1. Результаты расчетов и экспериментов (рис. 3) почти совпадают. Так, у стали с 0,25 %С послеперлитная усадка

=14,51·750·10-6·100=1,09 %,

при эксперименте же получили 1,01 %, различие составляет 8 %.

Рис. 4. Расширение дилатометрических образцов при превращении аустенита: 1 - сталь с 0,22%С; 2- расчетная кривая; 3 - сталь с 0,25%С (наши данные); 4 - сталь с 0,78%С [11]

Нанесение величин доперлитной и полной линейной усадки, рассчитанных поэтапно по описанной методике, на график зависимостей этих этапов от содержания углерода в стали (рис. 1) показало наибольшую их совместимость со значениями кривой 6. Это подтверждает возможность расчета свободной линейной усадки по уравнениям [12]

где - величина доперлитной усадки, %; - величина полной усадки, %; С - содержание углерода в стали, %.

Полученные результаты позволили выявить значительное влияние перитектического превращения на величину доперлитной усадки. При превращении происходит скачкообразное уменьшение объема и линейных размеров. Причем чем ближе содержание углерода в стали к величине 0,16% (точка J диаграммы Fe-Fe3C), тем значительнее уменьшение линейных размеров при д-г превращении и больше вероятность образования горячих трещин в случае торможения линейной усадки. Доля уменьшения линейных размеров в результате перитектического превращения (табл. 1) сопоставима со всей величиной доперлитной усадки в температурном интервале хрупкости 1480…1350 0С. Поэтому при изготовлении отливок сложной конфигурации из низкоуглеродистых сталей (например, 20Л, 20ГЛ, 20ФЛ), склонных к образованию горячих трещин, нижний предел по углероду в марке (0,14…0,15%) необходимо сместить в сторону больших значений, уменьшив тем самым вероятность образования горячих трещин. Современные способы выплавки стали, корректировка химического состава в ковше позволяют выполнить эту рекомендацию.

Список литературы

1. Briggs, G. W. Trans. Amer. Fondrymens Assoc/ G. W. Briggs, Gezelins. - 1935. - Р. 449.

2. Трубицын, Н. А. Усадка стали при охлаждении в форме и образование горячих трещин в отливках/ Н. А Трубицын // Взаимодействие литейной формы и отливки. - М.: Изд-во. АН СССР, 1962.

3. Wыst, F. Stahe und Eisen/ F. Wыst, G. Shitzkowski. - 1923.- Р. 713.

4. Грузных, М. В. Влияние некоторых элементов состава стали на линейную усадку: автореф. канд. дис./ М. В. Грузных. - Л. : Фонды ЛПИ, 1951.

5. Гиршович, Н. Г. Работы по теории литейного производства / Н. Г. Гиршович, Б. Б. Гуляев, Ю. А. Нехендзи // Литейное производство. - Л. : Лениздат, 1957.

6. Шатов, А. Я. Влияние технологических факторов на усадку стальных отливок / А. Я. Шатов, В. П. Чернобровкин // Литейные свойства металлов и сплавов: труды 11-го совещания по теории литейных процессов. - М. : Наука, 1967. - С. 196 - 199.

7. Кудрин, В. А. Металлургия стали: учебн. для вузов / В. А. Кудрин. - М.: Металлургия, 1989. - 560 с.

8. Шатов, А. Я. Контроль качества стали по кривым линейной усадки / А. Я. Шатов, В. П. Чернобровкин // Литейное производство. - 1966. - №7. - С. 8 - 10.

9. Westgren, A. I. Iron and Steel Inst/ A.I. Westgren. - 1922.

10. Юрьев, С. Ф. Удельный обьём фаз в мартенситном превращении аустенита / С. Ф. Юрьев. - М. : Металлургиздат, 1950.

11. Stдblein, F. Stahl und Eisen/ F. Stдblein. - 1926. - Р. 101.

12. Шатов, А. Я. Микротрещины в стальных отливках / А. Я. Шатов, С. В. Давыдов, Ю. А. Шатов // Вестн. БГИТА. - 2005. - №1. - С. 133 - 136.

Размещено на Allbest.ru