» » Влияние температуры выплавки на микронеоднородность жидких и твердых сталей
30.01.2015

Известно, что стали и сплавы выплавляют, как правило, при температуре, превышающей температуру ликвидуса. Именно в этой температурной области наиболее сильно проявляется родство жидкого состояния с соответствующим твердым. Сходство межчастичных взаимодействий по обе стороны линии ликвидуса подтверждается следующими фактами: 1) фононный спектр жидкости очень похож на соответствующий спектр кристаллического тела; 2) электронные спектры жидкого и твердого состояний близки; 3) скрытая теплота плавления во много раз меньше теплоты сублимации; 4) силы поверхностного натяжения жидкости весьма велики, что свидетельствует о нескомпенсированности внутренних сил притяжения.
В связи с этим при переходе через точку плавления силовое поле атома не претерпевает радикальных изменений. Вблизи температуры кристаллизации ближний порядок в жидкости формируется в результате взаимодействия этого силового поля и теплового движения атомов, поэтому, естественно, он может иметь некоторые черты наследственности, выражающиеся в различном типе упорядочения твердого состояния.
Основной целью изучения строения металлических расплавов является выявление генетической связи его с соответствующими твердыми состояниями. Следует отметить, что из всего многообразия взглядов на структуру жидкости наиболее адекватное ее описание, в том числе и для жидкой стали, может дать модель микронеоднородного кластерного (сиботаксического) строения жидкости. Согласно этой модели, металлический расплав состоит из микрогруппировок (кластеров), расположение атомов в которых характеризуется определенной упорядоченностью (ближним порядком). Вследствие сравнительно интенсивного теплового движения частиц кластеры не «имеют четких границ, они сильно размыты; преимущественная ориентация атомов в сердцевине кластера непрерывно сменяется другим их расположением в соседнем микрообъеме. По этой же причине время существования кластера ограничено и зависит от состава жидкости и температуры. Структурная упорядоченность жидкости характеризуется количественными параметрами: наиболее вероятным кратчайшим расстоянием r1 и числом ближайших соседей z1, а также размерами кластеров rкл. При одной и той же температуре возможно одновременное существование кластеров разных типов упорядочения, но в разных количествах.
Есть основания полагать, что, как и в твердом состоянии, существуют микрогруппировки со структурой о.ц.к. и г.ц.к. решетками. В этом отношении модель микронеоднородного строения металлических расплавов приобретает внешне черты квазикристалличности. Однако отсюда совсем не следует наличие в жидкости соответствующих микрокристаллов; имеется в виду лишь тенденция упорядочения, обусловленная симметрией силового поля атомов, составляющих данную жидкость.
Модель микронеоднородного строения жидкости учитывает следующие основные моменты: 1) равноправность двух типов движения частиц жидкости (колебательного и трансляционного); 2) значительную роль сил межатомного притяжения в формировании конденсированного состояния; 3) симметрию силового поля атомов. Это все относится к равновесным металлическим системам.
Вместе с тем, исследования Б.А. Баума, И.А. Новохатского, Г.С. Ершова показали, что в металлических расплавах, особенно в многокомпонентных, процессы установления равновесия, вызванные изменением состава или температуры, часто протекают значительно медленнее, чем изменяются внешние условия. Это приводит к возникновению и длительному существованию неравновесных состояний структуры.
Главные причины неравновесности реальных расплавов аналогичны причинам их микронеоднородного строения: а) в формировании устойчивых коллективных образований существенная роль принадлежит межатомному взаимодействию; б) наблюдается энергетическая неэквивалентность разных межатомных связей. Поскольку степень микронеоднородности расплавов по мере повышения числа входящих в их состав компонентов возрастает, вероятность согласованного перемещения ассоциаций атомов в них оказывается значительно меньшей, чем вероятность перемещения за то же время одной частицы. В связи с этим при получении сложного жидкого сплава или стали даже после полного расплавления всех исходных материалов и возникновения однофазной (макроскопически однородной) жидкости в ней в течение длительного времени продолжается переход от различных типов ближнего порядка составляющих к иной, более однородной и равновесной для формирующегося сплава атомной структуре, что и выражается в нестабильности значений физико-химических свойств данного металлического расплава.
Б.А. Баум экспериментально показал, что кинематическую вязкость жидких легированных сталей перед кристаллизацией можно регулировать посредством нагрева их до определенной температуры. Неоднозначный характер политерм вязкости обусловлен сложным микронеоднородным строением расплава легированных сталей и разной степенью приближения их к равновесному состоянию. При этом большое значение имеет информация о влиянии условий подготовки расплава на структуру и свойства твердого металла. Это можно видеть на примере стали Х12. Исследования ее свойств в жидком состоянии показали, что нагрев до 1640 — 1670°С приводит к разветвлению политермы кинематической вязкости при охлаждении и нагреве. Плотность расплава при этом возрастает, его электросопротивление падает, а среднее координационное число растет, что свидетельствует о повышении однородности расплава (рис. 89).
Влияние температуры выплавки на микронеоднородность жидких и твердых сталей

Дендритная и эвтектическая структура, образующиеся при кристаллизации предварительно перегретого расплава стали Xl2, обладают повышенной дисперсностью. Опыты показали, что вблизи температуры начала кристаллизации жидкая сталь Х12 состоит из микрообластей, координация атомов, в которых близка к соответствующей координации атомов в легированном аустените ("металлической матрице") и карбидоподобных микрогруппировок MexС. Повышение температуры приводит прежде всего к обычному обратимому измельчению кластерной структуры расплава, вследствие чего доля карбидоподобных микрогруппировок уменьшается. Нагрев выше 1650-1670 °C вызывает повышение интенсивности распада этих группировок с разрушением в первую очередь самых слабых связей Fe-C. Следствием этого является повышение концентрации углерода в металлической матрице расплава, а затем и в первичных дендритах твердой стали. Этим же обусловлено и снижение объемной доли эвтектических карбидов.
Аналогичные результаты по улучшению структуры и свойств за счет регламентации температурного режима выплавки были получены и для быстрорежущей стали Р6М5 (рис. 90). Известно, что инструментальная быстрорежущая сталь Р6М5, обладая комплексом уникальных свойств, имеет и недостаток, присущий всем сталям ледебуритного класса — низкую технологическую пластичность. Для кристаллизации этой стали свойственны многостадийность и нестабильность структуры. При температуре немного ниже солидуса она может содержать до пяти типов карбидов (MeС, Me2С, Me6C, Me3G, Me23C6). В ней обнаружены ванадиевая, скелетная, веерообразная (стержневая и пластиночная модификации) эвтектики и ледебурит. Наблюдаются и колонии карбидов, являющиеся следствием перитектической реакции. При увеличений скорости охлаждения можно полностью подавить выделение скелетной эвтектики и значительно уменьшить объемную долю эвтектики в целом. Иными словами, возможно осуществить модифицирование эвтектики.
Влияние температуры выплавки на микронеоднородность жидких и твердых сталей

Учитывая такое важное влияние условий кристаллизации на структуру стали Р6М5, есть основания предполагать, что в случае расплава этой стали, даже небольшие тепловые воздействия могут существенно изменить его структуру и свойства и повлиять на соотношение структурных и фазовых составляющих литого металла.
Г.В. Тягунов, Г.А. Распопова и B.C. Цепелев образцы деформированной стали P6M5 расплавляли в атмосфере гелия в печи сопротивления и каждый из них нагревали до определенной температуры в интервале от плавления до 1820 °С. После выдержки в течение 30 мин температура жидкой стали понижалась до 1450 °С. Затем проводили изотермическую выдержку в течение 20 мин и охлаждение со скоростью 20 С/мин. Результаты изучения структуры затвердевших образцов представлены на рис. 91, а, из которого видно, что зависимости размера дендритной ячейки d,, и количества колоний перитектических карбидов П на 1 мм2 от температуры выплавки tB имеют экстремальный характер. Интенсивное измельчение дендритной структуры, увеличение П происходят лишь при tв ≥ 1700 °С. Доля скелетной модификации эвтектики Cк резко убывает по мере повышения температуры выплавки до 1530 °С. Аналогичные результаты были получены для скорости охлаждения 5 °С/мин. Исходя из этих результатов температура выплавки стали Р6М5 должна быть tв ≥ 1700°С, что обеспечит при достаточной дисперсности структуры благоприятный для деформации тип эвтектических карбидов. Опыты показали, что наилучшими показателями структуры, характеризующими способность стали к пластической деформации, обладают образцы, полученные из расплавов, нагретых до 1700-1800 °С.
Выплавка стали Р6М5 в индукционных печах Златоустовского металлургического завода по обычной технологии (нагрев жидкого металла до 1570-1600 °С) и опытной (нагрев металлической ванны до 1735-1760 °С) позволила получить характеристики структуры в литом состоянии по сечению слитка, приведенные на рис. 91,б.
Влияние температуры выплавки на микронеоднородность жидких и твердых сталей

В эвтектике стали Р6М5 скелетная и веерообразная формы карбидов составляют 95-98 %. На количетво эвтектических карбидов влияют следующие факторы: 1) скорость охлаждения кристаллизации, с увеличением которой уменьшается объемная доля эвтектики и соответственно эвтектических карбидов; 2) диффузионная подвижность легирующих элементов и углерода на стадии первичной кристаллизации (чем более пересыщен аустенит вольфрамом, молибденом, ванадием, хромом и углеродом, тем меньше объемная доля эвтектики); 3) полнота перитектической реакции и степень растворения в аустените перитектических карбидов (чем больше углерода связано в перитектические карбиды, тем меньше его расходуется на образование эвтектики).
Испытания на стойкость режущего инструмента, изготовленного из стали Р6М5, выплавленной по обычной и опытной (перегрев жидкого металла до 1760 °C) технологии, показали следующее. Температуропроводность опытной стали в интервале 100—400 °С выше, чем обычной на 10 %. Стойкость режущего инструмента, полученного из опытного металла, возросла на 26 %. Это объясняется измельчением структуры и увеличением ее однородности.