Качество полуфабрикатов из сплавов

Размещено на http://www.allbest.ru

75

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Электромагнитное перемешивание (ЭМП) сплавов в процессе кристаллизации

1.2 Структурные особенности сплава МНЦ 15-20

1.3 Структурные особенности латуни Л-6З

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1 Приготовление образцов и их обработка

2.2 Металлографический анализ

2.3 Механические свойства при комнатной и повышенных температурах

3. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

3.1 Формирование структуры сплава МНЦ15-20 под влиянием ЭМП

3.1.1 Уменьшение размера зерна и снижение разнозернистости

3.1.2 Влияние ЭМП на высокотемпературную пластичность нейзильбера и его способность к рекристаллизации

3.2 Формирование структуры латуни Л-63 под влиянием ЭМП

3.2.1 Влияние ЭМП на микроструктуру и фазовый состав латуни Л-63

4. БЕЗОПАСНОСТЬ ЖИЗНЕДЕЯТЕЛЬНОСТИ

4.1 Цель работы и системные требования

4.2 Структура электронного пособия и описание порядка работы

4.3 Пример выполнения раздела БЖД в дипломном проекте

4.3.1 Анализ возможных опасных и вредных факторов и ЧС при проведении исследований

4.3.2 Защита органа зрения

4.4 .Методика расчета общеобменной вентиляции

4.4.1 Виды вентиляции

4.4.2 Рекомендации по выбору системы вентиляции и отопления

4.4.3 Расчет потребного воздухообмена при общеобменной вентиляции

4.5 Терминология, используемая в области промышленной безопасности

ВЫВОДЫ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Введение

Производство полуфабрикатов из сплавов на основе цветных металлов, являющихся одним из основных материалов для изготовления продукции машиностроительного оборудования, предусматривает увеличение выпуска металла, улучшение его качества, снижение затрат на его производство, повышение уровня служебных свойств.

Как показал отечественный и зарубежный опыт, необходимо уделять особое внимание технологии литья с целью повышения качества отливок, которое заключается в снижении количества дефектов в литых заготовках и формировании структуры, обеспечивающей повышение технологических свойств материала.

Для решения этих вопросов могут быть использованы различные способы влияния на структуру и свойства литых полуфабрикатов. Одним из таких способов является регулирование процесса выплавки сплавов с помощью электромагнитного перемешивания в процессе кристаллизации. В качестве исследуемых материалов в настоящей работе были выбраны два сплава на медной основе: МНЦ 15-20 и Л-63.

Целью данной работы является:

1. Анализ факторов, которые влияют на качество полуфабрикатов из сплавов МНЦ 15-20 и Л-6З и их технологичность в процессе производства;

2 . Исследование структуры и свойств сплавов МНЦ 15-20 и Л-63, выплавленных с использованием электромагнитного перемешивания (ЭМП) в процессе кристаллизации.

Целью раздела безопасность жизнедеятельности является разработка основы для электронного учебного пособия по дисциплине БЖД для студентов специальности 07.10. Этим материалом студенты могут воспользоваться на этапе дипломного проектирования. Предполагается, что электронное пособие позволит более грамотно, более качественно и с использованием современных сведений по охране труда выполнять разделы БЖД на этапе дипломного проектирования.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Электромагнитное перемешивание сплавов в процессе кристаллизации

Комплекс свойств готового металлического изделия формируется на всех этапах технологического цикла его изготовления, включая литье, плавку, деформацию, предварительную и конечную термическую обработку.

При изготовлении металлических изделий важная роль отводится кристаллизации как процессу, при котором начинается формирование структуры и свойств твердого металла.

Существуют различные пути улучшения структуры литого металла и его свойств. Одним из них является применение различного рода физических воздействий, создающих движение расплава при кристаллизации. При этих процессах теплопередача и движение жидкого металла регулируются различными силами, приложенными извне.

Эти способы включают в себя, главным образом, ультразвуковое, вибрационное, механическое и электромагнитное перемешивание расплава.

Другими путями являются модифицирование расплава, введение холодильников и др.

Одна из основных целей воздействия на расплав при литье цветных металлов сводится к повышению пластичности литых заготовок и предотвращению их разрушения при последующей пластической деформации [1,2].

На пластичность металла при горячей деформации влияет ряд негативных факторов [3] :

-наличие столбчатой структуры, которая часто является причиной возникновения горячих трещин по границам зерен;

- образование веерной структуры, способствующей появлению трещин в процессе горячей деформации по плоскости двойникования;

наличие неоднородной крупнозернистой структуры;

пористость литой структуры.

Как показали исследования [1,3,4], влияние этих негативных факторов можно в той или иной мере избежать при использовании электромагнитного перемешивания (ЭМП) расплава в процессе литья.

ЭМП расплава представляет особый интерес, т.к. режим принудительной конвекции или направленное движение расплава можно регулировать в широком диапазоне, изменяя характеристики магнитного поля. В то же время исключается прямой контакт между устройствами и расплавом.

Понижение и выравнивание температуры металла в жидкой лунке слитка является основной причиной измельчения структуры при литье с ЭМП. Это вызывает увеличение числа центров кристаллизации, т.к. возрастает время нахождения в переохлажденном состоянии (ниже линии ликвидус).

При увеличении интенсивности перемешивания происходит постепенное распространение области с пониженной температурой почти на весь объем жидкой ванны. Дальнейшее повышение интенсивности перемешивания расплава уже не влияет на величину зерна. Это связано с распространением зоны с пониженной температурой на весь объем лунки.

Некоторый вклад в процесс формирования структуры вносит измельчение зерна в результате механического обламывания растущих дендритов при перемешивании [5].

Проведенные исследования [4,5,6,7] позволяют считать, что формирование структуры при ЭМП определяется характером движения расплава в лунке затвердевающего слитка.

В работах [7,8] было показано, что ЭМП заметно влияет на показатели кристаллической структуры слитка (расширение зоны равноосных кристаллов, измельчение литого зерна) лишь в том случае, когда скорость движения расплава у границы раздела фаз V превышает некоторое критическое значение Vкр. По данным разных исследователей [4,8], величина её находится в пределах от 0,2 до 0,5м/сек.

Не исключая возможности механического воздействия на поток расплава (обламывание ветвей дендритов при V?Vкр) на растущую часть дендритных кристаллов, в работе [7] была высказана иная трактовка влияния ЭМП на структуры слитка, которая определяется характером движения расплава. Эта трактовка основана на следующем:

1) ЭМП расплава в незатвердевшей части слитка со скоростью V?Vкр сопровождается возникновением вихревых течений, т.е. турбулентным характером движения жидкости;

2) взаимодействие вихревых течений с фронтом кристаллизации слитка сопровождается экстрагированием легкоплавкой примеси из двухфазной зоны слитка, в результате чего слой расплава оказывается обогащенным примесью, понижающей точку начала кристаллизации сплава (температуру ликвидуса);

3) турбулентный характер движения расплава в жидкой лунке слитка приводит к существенному увеличению коэффициента эффективной теплопроводности жидкой фазы. В результате жидкое ядро слитка подвергается интенсивному охлаждению, и создаются предпосылки для массового зарождения равноосных кристаллов;

4) в пограничном слое расплава, примыкающем к фронту кристаллизации слитка, растут две группы кристаллов - столбчатые и равноосные.

В следствие указанных выше явлений, связанных с ЭМП, кристаллы, растущие в зоне интенсивного перемешивания,оказыватся в более благоприятных условиях, по сравнению со столбчатыми, рост которых тормозится скоплением легкоплавкой примеси.

Под влиянием ЭМП при определенных режимах преобладающим становится рост равноосных кристаллов, что приводит к уменьшению зоны столбчатых кристаллов.

ЭМП способствует удалению неметаллических включений из слитка и одновременно повышает равномерность их распределения по объему.

Центростремительная сила, воздействующая на эти включения (плотность включений меньше, чем плотность метплла), вызывает их движение к центру слитка, где они могут беспрепятственно всплывать к поверхности формирующегося слитка. Благодаря этому происходит удаление неметаллических включений.

Для решения ряда технологических задач необходимо создавать в жидком металле такие электромагнитные силы, которые приводили бы расплав одновременно в поступательное и вращательное движения. Это возможно при использовании двухкомпонентного магнитного поля, имеющего две составляющие скорости (бегущую и вращающуюся). Важно иметь возможность раздельного влияния вращающего и поступательного действия на расплав. Так, в работе [1] было показано, что формирование структуры, состоящей из столбчатых и равноосных зерен, определяется соотношение и распределением составляющих электромагнитных усилий. Например, при движении электромагнитного поля против направления вытягивания слитка, наблюдается увеличение протяженности зоны столбчатых кристаллов при одновременном уменьшении их среднего размера в поперечном направлении. При совпадении этих направлений наблюдается достаточно мелкая равномерная структура, которая состоит из равноосных зерен.

Исследования [9,10] показали, что электромагнитные силы обеспечивают выравнивание фронта кристаллизации, предотвращая образование мостиков-перемычек и изолированных лишенных подпитки, объемов жидкой фазы с последующим образованием локализованных усадочных дефектов. ЭМП обеспечивает абсолютное уменьшение усадочных явлений благодаря стабилизации подпитки расплавом нижних частей лунки.

Таким образом, ЭМП представляется одним из самых перспективных методов физического воздействия на жидкие металлы и сплавы с целью управления структурой, приводящей к повышению плотности металла, снижению дефектности, уменьшению содержания неметаллических включений и, в конечном счете, формирования требуемых свойств литой заготовки.

1.2 Структурные особенности сплава МНЦ 15-20

Процесс разрушения металлических изделий, работающих под нагрузкой и при различных температурах, состоит из зарождения микродефектов в виде микротрещин или микропор, их роста, последующего слияния и формирования макродефектов.

Образование дефектов в металле может происходить не только на стадии его эксплуатации, но и на любой из стадий его технологической обработки: при литье, деформации, термообработке.

Проявление технологических дефектов в виде пор или трещин различного размера опасно в двух отношениях.

Во-первых, эти дефекты могут сохраниться к моменту начала эксплуатации и таким образом облегчить процесс разрушения (т.к. зародыши разрушения уже существуют).

Во-вторых, наличие несплошностей в материале после определенной стадии технологической обработки может затруднить, а в ряде случаев даже сделать невозможным, следующий цикл этой обработки. Так, наличие дефектов в литом металле затрудняет деформацию, а наличие дефектов в деформированном металле повышает опасность окончательной термообработки (например, закалки).

Проводя анализ факторов, ухудшающих структуру металла и повышающих опасность образования в нем несплошностей уже на стадии его кристаллизации, следует отметить следующее:

1. Известно, что при кристаллизации слитка за счет неравномерного теплоотвода, в нем формируются три зоны:

поверхностная зона, состоящая из мелких равноосных кристаллов;

зона дендритных кристаллов;

- центральная зона, состоящая из более крупных равноосных кристаллов, чем поверхностная зона.

Наличие трех зон уже создает структурную неоднородность. Кроме того, на границах контакта дендритных зерен формируется повышенная пористость, аккумулируются неметаллические включения.

2.Из-за ликвации в дендритной зоне формируются грубые структурные образования, содержащие инородные фазы с высокой энергией на границе с матрицей. Эти области также благоприятны для зарождения пор и трещин.

Чем шире интервал кристаллизации, тем больше ликвация, тем больше вероятность возникновения таких структурных образований.

3.Формирование микронесплошностей в виде микропор и макротрещин, образования плен также способствуют ухудшению структуры материала.

При выполнении данной работы была проведена классификация особенностей структуры сплавов МНЦ 15-20 в литом и деформированном состоянии.

Ситуация дополнительно осложняется тем, что при выплавке нейзильбера используется вторичное сырье в виде лома и др. отходов.

При этом в сплав попадают нежелательные элементы, такие как: РЬ, Sn, S, Р, и др. Эти элементы часто концентрируются в междендритных прослойках, на границах зерен и субзерен, оказывая тем самым существенное влияние на образование пор, плен и неметаллических соединений на поверхности раздела (рис.1.1).

Для количественной оценки влияния РЬ, Sn, S, Р и на технологическую пластичность сплава МНЦ 15-20 в интервале температур 700-950°С были проведены испытания на ударную вязкость при температурах 700, 900 и 950° С. При этом фиксировалась работа разрушения и угол загиба при ударных испытаниях.

Выбор именно этого вида испытаний связан с тем, что ударная вязкость является высокочувствительной характеристикой по отношению к макро- и микродефектам, а также реагирует на наличие концентраторов напряжений, у которых эти дефекты могут возникнуть (в частности, на наличие неметаллических включений).

В работах [2,3,11] показано, что нейзильбер склонен к процессам ликвации примесей, которые располагаются по границам зерен и в местах интенсивного отвода тепла. На рис.1.2-1.4 даны результаты испытаний на ударную вязкость.

Как видно из представленных данных, наиболее резкое понижение ударной вязкости при наименьших углах загиба отмечается при наличии в сплаве 0,01% РЬ и 0,008% S. Оба этих элемента концентрируются на границах зерен. Опасно и большое количество фосфора (0,03%), что связано с образованием фосфида меди.

Еще один фактор, на который следует обратить внимание, особенно для сплава МНЦ 15-20, имеющего очень низкое значение теплопроводности, - это

возникновение термических напряжений. Наличие этих напряжений в слитках может существенно снижать их деформационную способность.

Это связано с тем, что на первых этапах деформирования та часть термических напряжений, которая осталась в слитке, может суммироваться в определенных объемах и, достигнув критической величины, приводить к разрушению слитка. В этом случае очень важное значение приобретает однородность структуры и наличие мелкого зерна.

Наиболее предпочтительной структурой для обработки металла является равноосная мелкозернистая структура, т.к. кристаллы случайно ориентированы и обеспечивают тем самым получение материала, относительно однородного по физическим и механическим свойствам.

Так же измельчение зерен сопровождается увеличением протяженности приграничных областей, в которых скольжение имеет множественный характер, что в свою очередь повышает пластичность сплава.

Таким образом, с целью повышения пластичность нейзильбера при высокотемпературной деформации необходимо обеспечить получение однородной мелкозернистой структуры с равномерным распределением примесей.

Микроструктура сплава МНЦ 15-20

(а)Х200 (б)Х500

(в)Х500 (г)Х500

Сплав содержит:

а- 0,01 вес. % Рв;

б- 0,1 вес. % Рв;

в- 0,005 вес % Р;

г- 0,1 вес. % Р.

Рис.1.1.



Рис. 1.2 Температурные зависимости ударной вязкости сплава МНЦ 15-20 с различным содержанием Pb и S

Рис. 1.3 Температурные зависимости ударной вязкости сплава МНЦ 15-20 с различным содержанием Fe, Sn и P



Рис. 1.4 Влияние содержания примесей S, Pb, Sn, Fe и P на характеристику пластичности при ударных испытаниях - угол загиба

1.3 Структурные особенности латуни Л-63

В работах [12] было показано, что латунь Л-63 является единственным из ряда промышленных двойных латуней, которые в зависимости от химического состава и температуры обработки могут находиться в трех различных фазовых состояниях: б-, б+в, в-. В работах [13,14,15] было показано, что закономерности в изменении структуры и свойств латуни Л-63, которые определяют технологичность сплава в производстве, в большой степени обусловлены особенностями фазового строения.

В тоже время, формирование неоднородной и нестабильной структуры, которое приводит к повышению рассеяния механических и эксплуатационных свойств, может быть обусловлено нестабильным состоянием системы Сu-Zn и, в частности, сплава на ее основе Л-63 (рис.1.5) [16,17].

полуфабрикат сплав кристаллизация

Согласно диаграмме состояния в сплаве Л-63 при кристаллизации протекает перитектическая реакция, по окончании которой сплав состоит из двух фаз б и в; при дальнейшем охлаждении, вследствие того, что растворимость Zn в Сu увеличивается с понижением температуры, происходит растворение в-фазы. Судя по диаграмме состояния в результате этого процесса сплав должен быть однородным. Однако, все сказанное следует относить к условиям, когда сплав охлаждается медленно и все фазовые превращения проходят полностью. Практика показывает, что в сплавах с содержанием Zn даже меньше 32% обнаруживаются в-кристаллы, т.е. сплав имеет неравновесную структуру, состоящую из б- и в- кристаллов [18].

Микро- и макроструктура литого металла (слитка) весьма чувствительна к условиям теплопередачи и характера затвердевания. Так, в работах [19,20] отмечается, что для латуни Л-63 наблюдается значительная неравномерность скоростей затвердевания и охлаждения слитка по периметру, которые, в свою очередь, могут приводить к неоднородности структуры и образованию дефектов поверхности - трещин, наплывов и т.д.

Фазовый состав латуни Л-63 является одним из наиболее важных структурных факторов, определяющих свойства латуни. Появление и увеличение объемного содержания в-фазы в латуни Л-63 приводит к существенному изменению механических и технологических свойств.

В работе [12] предложены четыре различных варианта фазового состояния латуни: I-однофазная б-латунь; II- (б+в) -латунь с малым (до 10%) объемным содержанием в-фазы; III -(б+в)-латунь, содержащая 15-20% (об.) в-фазы; IV- (б+в) -латунь с примерно равным объемным содержанием фаз. Следует отметить, что большинство возможных структур, образующихся в латуни Л-6З при различных технологических процессах обработки, можно, с определенным допущением, отнести к одному из представленных типов фазового строения. Допущение относится к разнице в морфологии и дисперсности частиц фаз, свойственных, например, литому, горячекатаному, отожженному равновесному или метастабильному состоянию сплава. Основным критерием в классификации различных фазовых состояний является соотношение объемов фаз.

В однофазном состоянии б-латуни (вариант I) отмечается высокая чувствительность к примеси РЬ, наблюдается грубое растрескивание при горячей обработке, поэтому содержание РЬ ограничивается на уровне 0,03-,07%.

Появление в б-матрице мелких изолированных частиц в-латуни (вариант II)снижает высокотемпературную пластичность латуни, что приводит к растрескиванию кромок полосы при горячей прокатке сплава (даже в отсутствие примеси РЬ). С увеличением объемного содержания в-фазы до ~ 20% (вариант III) происходят характерные изменения в свойствах сплава. Во-первых, наблюдается повышение высокотемпературной пластичности; во-вторых, такая морфология распределения в-фазы приводит к нейтрализации охрупчивающего действия РЬ при повышенных температурах. Это, в совокупности, обеспечивает высокую технологичность латуни при горячей прокатке даже при содержании в сплаве до 0,1%РЬ. В-третьих такое фазовое строение исключает нежелательный рост зерен при отжиге латунных полуфабрикатов в интервале 400-700°С [12,13,14]. По совокупности свойств фазовое строение латуни, соответствующее варианту III, является оптимальным. В этом случае латунь имеет наиболее благоприятное сочетание структуры и свойств при повышенных и при комнатных температурах и, как следствие, высокую технологичность при горячей и холодной обработке давлением. Таким образом, фазовый состав латуни Л-63 определяет ее механические и технологические свойства.



Zn,- масс.%

Рис. 1.5. Диаграмма состояния системы Cu-Zn

2. Материалы и методика исследований

2.1 Приготовление образцов и их обработка

В качестве основных материалов при изучении влияния ЭМП на структуру и свойства литых полуфабрикатов были выбраны сплавы: нейзильбер МНЦ 15-20 и латунь Л-63.

В таблице 2.1 приведен химический состав сплава МНЦ 15-20

Таблица 2.1.

Химический состав сплава МНЦ 15-20

Марка			Компоненты сплава,	%	Примеси не
сплава		Ni		Zn		Cu	более, %
МНЦ 15-20	13,	5- 1	6,5	18,0-22,0		Ост .	0,9

В таблице 2.2 приведен химический состав Л-63

Таблица 2.2

Химический состав латуни Л-63

Марка сплава	Компоненты сплава, %	Примеси, не более ?
	Cu	Zn	РЬ	Fе	SЬ	Bi	Р	всего
Л63	62-65	Ост.	0,07	0,2	0,005	0,002	0,01	0,5

Все опытно-промышленные и промышленные плавки были проведены на серийном оборудовании Каменск-Уральского завода ОЦМ. Плавки проводились в однофазной одноканальной печи ИЛО-600 с разливочной коробкой, покров печи - древесный уголь.

Конструкция установки полунепрерывного литья с индуктором для электромагнитного перемешивания (ЭМП) представлена на (рис.2.1). Устройство индукционного типа цилиндрической формы с отдельными магнитопроводами (модулями) и кольцевыми катушками изображено на (рис.2.2). Подробное описание ЭМП приведено в главе 4 . Жидкий металл из плавильной печи через разливочную коробку поступал в кристаллизатор.

Температура литья для МНЦ 15-20 составляла 1180-1200°С; скорость литья 0,002-0,004 м/сек. Температура литья для Л-6З составляла 1080±20°С, скорость вытягивания слитка составляла 0,003 м/сек.

Применялись цилиндрические медные кристаллизаторы диаметром 163мм, толщиной стенки 10мм и длиной 400мм. Подача жидкого металла из разливочной коробки печи в кристаллизатор регулировалась графитовым штоком, за счет чего было обеспечено поддержание уровня металла на высоте 32-37мм от верхнего края кристаллизатора. Перед разливкой осуществлялся отбор металла для химического экспресс-анализа.

2.2 Металлографический анализ

Металлографический анализ для исследования макроструктуры металла проводили на темплетах литого сплава. В качестве травителя использовали: для МНЦ 15-20 азотная кислота НNО3, для Л-6З ортофосфорная кислота Н3РО4.

Исследования микроструктуры проводили на оптическом микроскопе «NЕОРНОТ».

Шлифы готовили на шлифовальном станке с последующей полировкой на сукне с использованием окиси хрома. Для травления использовали раствор следующего состава:10-15% Н2SO4 + 2%К2Сr2О7.

Для МНЦ 15-20 средний размер зерна определяли методом секущих. Ошибка в определении среднего размера зерна не превышает 10%. Для Л-63 количественный металлографический анализ по измерению размеров составляющих (б и в) - фаз, а также размеров зерен и их распределение проводили на сканирующем оптическом микроскопе «ЭПИКВАНТ». Измерения размера и распределения структурных составляющих проводились не менее чем на 200 зернах.

2.3 Механические свойства при комнатной и повышенных температурах

Кратковременные механические испытания сплавов МНЦ 15-20 и Л-6З проводили на разрывных машинах «Инстрон» и «ZWIСК»- при комнатной температуре и ПРВ-302 - при повышенных температурах. Определение микротвердости проводили на приборе ПМТ-3 с нагрузкой Р=20гр.

1- индукционная печь; 2- кристаллизатор; 3- индуктор;

4- затравка; 5- направляющие штанги; 6- трос;

7- приямок привода троса; 8- редуктор; 9- приямок для литья,

Рис 2.1. Установка для литья



- кристаллизатор;

- обмотка индуктора;

- магнитопровод;

- лунка кристаллизующего металла;

Рис.2.2. Схема индуктора и кристаллизатора в сборе

3. Экспериментальная часть

3.1 Формирование структуры сплава МНЦ 15-20 под влиянием ЭМП

Электромагнитное поле, создаваемое внутри кристаллизатора в области существования жидкой фазы, создает регламентированное движение расплава, которое может оказывать влияние на структуру слитка.

Наиболее важными характеристиками ЭМП, обеспечивающими оптимизацию структуры сплава в процессе литья, являются:

- линейное напряжение Uл, обеспечивающее различную интенсивность перемешивания расплава;

- согласованное v или встречное ^ направление магнитного поля по отношению к направлению вытягивания слитка и схемы подключения индукционных катушек, которые определяют распределение составляющих электромагнитных усилий в вертикальном и горизонтальном направлениях, т.е. соотношение бегущей и пульсирующей составляющих.

Металлографический анализ темплетов, вырезанных из слитков, выплавленных полунепрерывным способом с использованием ЭМП и без него, позволил выявить три структурные зоны: зону столбчатых кристаллов и - зоны равноосных внутренних и наружных кристаллов (рис.3.1.). На рисунке представлены структуры сплава МНЦ 15-20, полученные в обычных условиях (рис.3.1.а) и при наложении электромагнитного поля (рис.3.1.б,в,г,д).

При наложении электромагнитного поля наблюдается как изменение протяженности зон равноосных и столбчатых кристаллов, так и изменение их среднего размера.

Заметное влияние на формирование структуры слитков оказывает как направление движения поля, так и величина линейного напряжения на индукторе.

При движении электромагнитного поля, направленного против вытягивания слитка, наблюдается увеличение протяженности зоны столбчатых кристаллов (рис.3.1.б,в) при одновременном уменьшении их среднего размера в поперечном направлении и следует отметить, что зона столбчатых кристаллов как бы выклинивает зону равноосных кристаллов в центре слитка.

При совпадении направления вытягивания слитка и движения магнитного поля наблюдается достаточно равномерная мелкозернистая структура с преобладанием равноосных зерен (рис.3.1г,д).

Рис. 3.1. Структура слитков сплава МНЦ 15-20

Без ЭМП

Наблюдаемое в структуре слитков преобладание столбчатых или равноосных кристаллов, по-видимому, определяется соотношением кинетических параметров обеих групп кристаллов (коэффициенты роста, анизотропия роста) и пространственным распределением переохлаждения расплава по сечению жидкого ядра слитка.

По всей вероятности, роль перемешивания сводится к сдвигу равновесия в пользу равноосных кристаллов, попадающих в зону переохлаждения расплава и получающих преимущество по сравнению со столбчатыми кристаллами.

Итак, как показали исследования, использование ЭМП в процессе литья позволяет регулировать размер зоны столбчатых кристаллов, уменьшая или даже устраняя эту зону из структуры слитка.

Наиболее предпочтительным является формирование зоны равноосных кристаллов, которые повышают пластичность сплавов при горячей деформации. На (рис.3.2.) представлена высокотемпературная пластичность сплава МНЦ 15-20 с различным сочетанием столбчатых и равноосных зерен.

В случае, когда в результате ЭМП сформировалась однородная равноосная структура почти по всему сечению слитка, нейзильбер высокопластичен как в краевой, так и в центральной частях слитка (рис.3.2, (1)).

В сплаве, в котором преобладают столбчатые кристаллы, металл отвечает крайне низким значениям пластичности (рис.3.2, (2)) .

Проведенный анализ показал, что сплав МНЦ 15-20 в литом состоянии имеет высокую пластичность и его последующая горячая деформация проходит практически без брака, если в краевой зоне (15-20 мм) сформировались равноосные кристаллы, общая доля которых составляет 80-85%, остальное - столбчатые кристаллы.

3.1.1 Уменьшение размера зерна и снижение разнозернистости.

С точки зрения технологических и эксплуатационных свойств цветных сплавов, оптимальной принято считать структуру с мелким однородным зерном.

Величина зерна в литом материале зависит, прежде всего, от степени его переохлаждения: чем больше степень переохлаждения, тем больше число центров кристаллизации и, следовательно, мельче зерно.

Процесс ЭМП способствует понижению температуры жидкой ванны формирующегося слитка из сплава МНЦ 15-20 приблизительно на 40°С (рис.3.3).

Без ЭМП температура в жидкой лунке равна 10 95°С, а при использовании ЭМП она составляет 1050°С [4].

Рис. 3.2 Пластичность нейзильбера в литом состоянии в краевой и центральных зонах слитков

Рис. 3.2 Кривые охлаждения слитков д110мм сплава МНЦ 15-20

Таким образом, использование ЭМП должно способствовать увеличению числа центров зарождения и уменьшению среднего размера зерна во всех зонах слитка.

На (рис.3.4) представлены кривые распределения среднего размера зерна по сечению слитка из сплава МНЦ 15-20, полученных с использованием ЭМП и без него.

Проведенные исследования показали, что под действием ЭМП формируется однородная мелкозернистая структура с размером зерна до 4 0 0мкм.

3.1.2 Влияние ЭМП на высокотемпературную пластичность нейзильбера и его способность к рекристаллизации

На (рис.3.5) представлены данные о влиянии ЭМП на высокотемпературную пластичность сплава МНЦ 15-20. Из приведенных кривых видно, что ЭМП обеспечивает значительное повышение пластичности, особенно в интервале температур горячей прокатки (850-950° С).

После высокотемпературных испытаний на растяжение было проведено исследование микроструктуры места разрушения образцов, полученных с использованием ЭМП и без него (рис.3.6,3.7).

В сплаве, имеющем после ЭМП равноосную структуру, разрушение носит вязкий характер и происходит обычно после значительной деформации. Это подтверждается образованием шейки (рис. 3.6) . В то же время, как видно из рисунка, деформация образцов при повышенных температурах сопровождается рекристаллизацией, причем в начале в областях, расположенных вдоль старых границ, что указывает на интенсивное прохождение деформации в приграничных областях.

В сплаве, структура которого состоит в основном из столбчатых кристаллов, подобные процессы развития деформации и последующей рекристаллизации почти не происходят.

На (рис.3.7) показано разрушение: оно хрупкое и носит межзеренный характер. Трещины расположены по границам зерен при всех температурах испытания.

При горячей деформации прокаткой слитки сплава, отвечающие высокой пластичности, были прокатаны без трещин и надрывов на поверхности (при ЭМП), а на слитках с низкой пластичностью (без ЭМП) уже на первых проходах - были обнаружены трещины.

Степень разупрочнения после разрушения оценивается по величине ДН:

ДН =Н1 - Н2,

где: Н1 - микротвердость вблизи места разрушения;

Н2 - микротвердость на расстоянии 20 мм от места разрушения.



Сечение слитка,мм

Рис. 3.4. Распределение среднего размера зерен по сечению темплетов сплава МНЦ 15-20

1 - без ЭМП; 2-с ЭМП.

Рис. 3.5. Пластичность нейзильбера в литом состоянии



1 - место разрушения при Тисп = 850 °С;

2 - структура на расстоянии 5-10 мм от места разрушения (Тисп = 850 °С);

3 - место разрушения при Тисп = 950 °С, х50

Рис. 3.6. Характер разрушения нейзильбера с равноосной структурой при высокотемпературной деформации



- место разрушения при Тисп = 850° С;

- структура на расстоянии 5-10 мм от места разрушения при Тисп = 850° С;

3 - место разрушения при Тисп = 850° С, х 50

Рис.3.7. Характер разрушения нейзильбера со столбчатой структурой при высокотемпературной деформации

Для сплава с равноосными зернами степень разупрочнения составляет величину ДН ? 0 (ДН=100-128=-28), а для сплава со столбчатыми зернами ДН ? 0 (ДН=128-120=8) .

Таким образом, для сплава с равноосной мелкозернистой структурой степень разупрочнения - величина отрицательная. Это свидетельствует об интенсивном разупрочнении вблизи места разрушения. Для сплава со столбчатыми кристаллами, где ДН > 0, имеет место даже некоторое упрочение зоны, примыкающей к области разрушения.

Вероятно, более высокие значения пластичности сплава с равноосным зерном связаны со способностью к активному развитию процессов разупрочнения. Если при деформации имеет место миграция границ или рекристаллизация, то разрушение по границам зерен затрудняется. Миграция зерен или рекристаллизация способствует релаксации локальных напряжений, возникающих в результате проскальзывания по границам. Поэтому условия, как зарождения, так и последующего роста трещин затрудняются.

Анализ структуры металла, состоящего в основном из столбчатых зерен показал, что рекристаллизация при нагреве под горячую прокату ни в центре, ни у поверхности не происходит (образцы для структурного анализа нагревали одновременно со слитками в промышленной печи) (рис.3.8а,б). Как правило, это наблюдается в том случае, когда первичная структура литого металла, особенно его краевая зона, состоит из грубых столбчатых кристаллов со средним размером в поперечном направлении 600-800 мкм.

В том случае, когда размер - столбчатых зерен у поверхности слитка составляет 300-400мкм в этой зоне возможна либо полная рекристаллизация (рис.3.8в), либо образуются отдельные рекристаллизованные зерна у самой поверхности слитка и единичные мелкие зерна вдоль границ (рис.3.8г,д).

В том случае, когда краевая зона слитков состоит преимущественно из столбчатых кристаллов, вероятность растрескивания литых заготовок высока и составляет ~ 50%.

Если структура слитка состоит преимущественно из однородной равноосной мелкозернистой структуры, горячая прокатка нейзильбера происходит практически без растрескивания.

Однако наблюдаются два типа мелкозернистой структуры (рис.3.9). В первом случае слиток имеет равноосную мелкозернистую структуру по всему сечению со средним размером зерна 100-200 мкм.

При нагреве литой заготовки с такой структурой под горячую деформацию при Т = 920°С не наблюдается активного развития рекристаллизации, а сохраняется равноосная мелкозернистая структура (рис.3.9а).

Во втором случае структура слитка состоит из трех зон: поверхностной зоны глубиной до 20 мм, состоящей из равноосных зерен со средним размером 200-400 мкм; зоны столбчатых кристаллов ( бср ? 400 мкм) протяженностью не более 15 мм; центральной зоны, состоящей из равноосных зерен с размером не более 500 мкм.

а,б) -размер столбчатых кристаллов 600-800мкм;

в,г,д) - размер столбчатых кристаллов 300-400мкм;

а,в,д) - край слитка;

б,г) - середина слитка, х50 (М1:1,5).

Рис. 3.8. Структура сплава со столбчатыми кристаллами после часового нагрева (Т = 920° С )



а - 1 вариант структуры, середина слитка 100-200мкм;

б,в - 2 вариант структуры, край и середина слитка соответственно, х 50 М 1:1,5

Рис. 3.9. Структура сплава МНЦ 15-20 с равноосными кристаллами после часового нагрева при Т = 920оС

Как правило, при такой структуре уже после 15-ти минутного отжига при Т = 920°С начинает активно развиваться рекристаллизация в правой области (рис.3.9б), а после часового отжига рекристаллизация проходит и в центральной зоне слитка (рис.3.9в).

Приведенные результаты показывают, что характер структуры слитка, определяющийся условиями кристаллизации (с ЭМП) оказывает решающее влияние на поведение сплава при последующих процессах термомеханической обработки.

3.2 Формирование структуры латуни Л-6З под влиянием ЭМП

Для исследования влияния ЭМП была проведена отливка слитков из латуни Л-6З на установке полунепрерывного литья без наложения электромагнитного поля - исходное состояние, и с ЭМП. Макроструктура отливок в продольном и поперечном направлениях показана на (рис.3.10).

Без ЭМП в исходном состоянии структура слитка неоднородна по сечению, в ней можно различить три основных зоны. На поверхности наблюдается зона мелкого зерна, затем зона столбчатых кристаллов и центральная зона равноосных, крупных кристаллов (рис.3.10). При ЭМП происходит существенное изменение условий кристаллизации и, как результат - изменение макроструктуры слитка.

Если направление магнитного потока совпадает с движением слитка v, то с увеличением напряжения на обмотках от 90В до 130В происходит значительное уменьшение размера зерна (рис.3.11.а,б). При наиболее активном перемешивании (U=130В) одновременно увеличивается протяженность зоны столбчатых кристаллов. При низком напряжении на обмотках характер макроструктуры отличается от исходной только размером зерна (рис.3.10 и 3.11).

Если направление магнитного поля противоположно направлению движения слитка ^, то общие закономерности изменения макроструктуры в зависимости от напряжения на обмотках индуктора сохраняются (рис.3.12). При напряжении 90В структура близка к исходному состоянию. Наблюдаются три зоны: мелкие кристаллы на поверхности, зона столбчатых кристаллов и зона равноосных кристаллов в середине слитка. Размер зерна несколько меньше, чем в исходном состоянии. С увеличением интенсивности перемешивания, т.е. с увеличением напряжения на обмотках до 110 и 130В, характер макроструктуры изменяется. Зона столбчатых кристаллов распространяется до центра слитка. В центральной зоне обнаруживаются несплошности, что характерно для области срастания столбчатых кристаллов. Размер зерна уменьшается с ростом интенсивности перемешивания.



(а) - в продольном сечении;

(б) - в поперечном сечении (х1)

Рис. 3.10. Структура слитков сплава Л-63 после полунепрерывного литья без применения ЭМП

направление поля v совпадает с направлением вытягивания слитка

(а) - Uлин = 90В;

(б) - Uлин = 130В (х1)

Рис.3.11. Структура слитков сплава Л-63, выплавленных с использованием ЭМП



(б)

(а) - Uлин = 90В;

(б) - Uлин = 130В (х1)

Рис. 3.12. Структура слитков сплава Л-63, выплавленных с использованием ЭМП направление поля ^ не совпадает с направлением вытягивания слитка

Таким образом, процесс кристаллизации изменяет кинетику процесса и приводит к измельчению зерна слитка. Это можно объяснить тем, что кристаллизующиеся дендриты б-фазы при перемешивании обламываются, причем увеличение интенсивности перемешивания приводит к увеличению числа обломков дендритов. Возникают дополнительные центры кристаллизации, что аналогично увеличению эффективной скорости зарождения центров. Известно, что чем выше скорость зарождения центров кристаллизации, тем меньше размер зерна закристаллизовавшегося металла.

Анализ макроструктуры позволил установить еще одну особенность кристаллизации сплава при ЭМП. Характер макроструктуры зависит от направления магнитного потока. Так, если магнитный поток направлен на встречу движению слитка ^, то происходит быстрый рост кристаллов в направлении к центру отливки и образование протяженной зоны столбчатых кристаллов.

3.2.1 Влияние ЭМП на микроструктуру и фазовый состав латуни Л-6З

Согласно диаграмме состояния Сu-Zn кристаллизация сплавов, содержащих от 32,5 до 37,5% Zn, происходит по перитектической реакции (рис.1.5). В этих сплавах при охлаждении ниже ликвидуса из расплава выделяются кристаллы б-фазы до температуры перитектического превращения - 900°С. При этой температуре происходит образование в-фазы по реакции б + жидкость > в-фаза. В зависимости от состава сплава, т.е. от количества фаз, вступающих в реакцию, реакция может идти до конца, и структура сплава с 37,5% Zn после кристаллизации - в-фаза. При содержании Zn от 32,5 до 37% в избытке остается б-фаза и структура сплава б+в. При содержании Zn от 37 до 37,5% - в избытке остается жидкая фаза, которая кристаллизуется в в-фазу при дальнейшем охлаждении. Вместе с тем, во всех сплавах указанного состава при охлаждении ниже 900°С из в-фазы выделяется б-фаза, и в равновесных условиях ниже линии сольвус структура сплавов состоит только из б-фазы. Выделение в-фазы происходит ниже 400°С в сплавах, содержащих от 36 до 37,5% Zn.

Однако все рассмотренные выше превращения происходят в равновесных условиях, т.е. в условиях бесконечно малых скоростей охлаждения сплава. В нормальных условиях подобная последовательность превращений обычно не наблюдается. В частности, перитектическая реакция образования в-фазы не идет до конца. Образование в-фазы происходит в месте контакта жидкой фазы с кристаллами б-фазы, т.е. на поверхности кристалла б-фазы. Там же образуется в-фаза, которая закрывает поверхность кристалла б-фазы и реакция прекращается. Поэтому в зависимости от состава и скорости охлаждения при кристаллизации латунь Л-6З может иметь различную структуру: чистая б-фаза, чистая в-фаза и смесь б и в-фаз в различных соотношениях.

Микроструктура сплава Л-6З постоянного состава (37% Zn) исследовалась после обычной кристаллизации (исходное состояние) и после кристаллизации с ЭМП по различным режимам. На (рис.3.13) видно, что структура сплава двухфазная. Основу составляет б-фаза и между зернами б-фазы - прослойки в-фазы. В то же время, количество в-фазы, определенное методом случайных секущих, зависит от условий кристаллизации. Количество в-фазы при кристаллизации с наложением электромагнитного поля возрастает по сравнению с обычной кристаллизацией в 1,5- 2,5 раза, с 8,0% до 12-22%. Одновременно наблюдается существенное измельчение зерна б-фазы. Такое изменение структуры можно объяснить тем, что перемешивание приводит к разрушению дендритов б-фазы и увеличению поверхности контакта б-фазы с жидкой фазой. При этом перитектическая реакция образования в-фазы проходит более интенсивно.

Определение количества в-фазы проводилось в 3-х сечениях слитка и в 5-ти участках по сечению. Распределение содержания в-фазы в 3-х поперечных сечениях слитка после обычного полунепрерывного литья показано на (рис.3.14). Как видно из рисунка, распределение в-фазы по объему слитка неоднородно. Содержание в-фазы колеблется от 2 до 14% и составляет, в среднем, 8%. Среднеквадратичное отклонение составило 6%. Распределение в-фазы можно описать полосой разброса, показанной на (рис.3.14) пунктиром.

В условиях воздействия электромагнитного поля кристаллизация приводит не только к увеличению содержания в-фазы, но и к более однородному ее распределению по объему слитка (рис.3.15). Среднеквадратичное отклонение этой характеристики при ЭМП не превышало 1,8%. Существенного влияния величины напряжения на количество в-фазы обнаружено не было. Изменение толщины прослойки в-фазы в зависимости от напряжения показано на (рис.3.16).

Как видно из гистограммы, наложение электромагнитного поля приводит к существенному уменьшению толщины прослойки в-фазы от 6,3 до 2,0-2,5 мкм. Изменение режима ЭМП не оказывает существенного влияния на размер в-фазы.

Электромагнитное перемешивание оказывает влияние на размер б-фазы. После полунепрерывного литья (исходное состояние) без воздействия ЭМП макроструктура слитка неоднородна. В центральной части слитка существует зона крупных равноосных кристаллов.

(а) - без ЭМП;(б) - с ЭМП, Uлин = 90В;

(в) - с ЭМП, Uлин = 130В. (х 250)

Рис.3.13 Микроструктура латуни в литом состоянии



П - верх слитка;

? - середина слитка;

Д - низ слитка.

Рис. 3.14. Распределение в-фазы по сечению слитка литой латуни Л-63

Рис.3.15



Рис.3.16

Периферийная часть слитка - зона столбчатых кристаллов.

После литья с использованием ЭМП зона равноосных кристаллов практически отсутствует. Поэтому размер зерна б-фазы оценивался в поперечном направлении столбчатых кристаллов. В исходном состоянии диаметр зерна составляет 300-400 мкм, а после воздействия ЭМП он уменьшается в 6-15 раз и составляет от 20 до 50мкм.

Таким образом, приложение электромагнитного поля, вызывающее интенсивное перемешивание латуни Л-63,изменяет условия кристаллизации сплава. В результате структура латуни становится более однородной, уменьшается размер зерна б- и в-фазы, увеличивается количество в-фазы.

4. БЕЗОПАСНОСТЬ ЖИЗНЕДЕЯТЕЛЬНОСТИ ПОДГОТОВКА ИНФОРМАЦИОННО-СПРАВОЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ И ОСНОВЫ ЭЛЕКТРОННОГО УЧЕБНО-МЕТОДИЧЕСКОГО ПОСОБИЯ ПО ВЫПОЛНЕНИЮ РАЗДЕЛА БЖД В ДИПЛОМНЫХ ПРОЕКТАХ ДЛЯ СТУДЕНТОВ ПО СПЕЦИАЛЬНОСТИ 07.10

4.1 Цель работы и системные требования

Целью данного раздела является разработка основы для электронного учебного пособия по дисциплине БЖД для студентов специальности 07.10. Этим материалом студенты могут воспользоваться на этапе дипломного проектирования. Предполагается, что электронное пособие позволит более грамотно, более качественно и с использованием современных сведений по охране труда выполнять разделы БЖД на этапе дипломного проектирования.

В настоящее время создана основа такого электронного пособия. Часть набранного в электронном виде материала вставлена в структуру пособия. В настоящее время работа продолжается силами студентов 4-го курса.

Системные требования:

- операционная система: Windows 95, 98, 2000, Milennium, ХР;

- браузер (программа для просмотра электронных документов, созданных по правилам языка НТМL, входит в программные пакеты операционных систем): Internet Ехplorer не ниже версии 3.0; Net-scape Navigator не ниже версии 2.0;

- Pentium, CD-ROM 4х, High Color, разрешение 800x600 и более;

CD не требует инсталляции на жесткий диск.

4.2 Структура электронного пособия и описание порядка работы

Раздел представляет собой электронную версию, созданную на языке гипертекстовой разметки НТМL. Интерактивное преставление раздела в отличие от листа бумаги, позволяет ярче и доступнее преподнести материал. Но главным достоинством такой подачи материала является то, что созданная нами версия не является статичной. Она может быть усовершенствована, может быть представлена как готовый продукт в сети Internet, может быть добавлена к какому-либо программному обеспечению в качестве вставки справочного характера. Все это не требует особых навыков программирования, т. к. язык гипертекстовой разметки НТМL является простым, доступным, но вместе с тем достаточно эффективным.

В данной работе нашей целью было создание «фундамента», на базе которого в последующем будет реализован полноценный программный продукт, поэтому в настоящей версии наполнение документа не до конца реализовано. Но то содержимое, которое представлено на настоящий момент, дает полное преставление о возможностях созданного НТМL - документа (создание гиперссылок, вставка графики и видео и прочее).

На первом этапе была создана общая структура пособия (табл. 4.1). В процессе работы эта структура немного изменялась, но была принята за основу.

Таблица 4.1 Структура электронного пособия, принятая за основу

Общие требования к оформлению раздела БЖД	Имеется, заполнено
Методические указания по разделу БЖД	В стадии подготовки
Рекомендуемая литература	Частично имеется
Возможные опасные и вредные факторы	Начата работа
Требования норм по охране труда к помещениям	Требования к воздушной среде Требования к освещению Требования по электробезопасности Требования по пожарной безопасности Материал имеется. Будет вставлен студентами 4 курса
Технологическое оборудование	Стандартное оборудование Металлорежущее Кузнечно-прессовое Экструдеры Иное оборудование (по согласованию с кафедрой ТИ-6) Частично набран материал Специальное оборудование Для изготовления печатных плат Сборочно-монтажное Иное оборудование (по согласованию с кафедрой ТИ-6) ………………………… ………………………….
Требования норм по охране труда к оборудованию	Стандартное оборудование Металлорежущее Кузнечно-прессовое Экструдеры …………………… Специальное оборудование Для изготовления печатных плат Сборочно-монтажное ………………………… …………………………. Начата подготовка материала. Но не вставлено.
Нормативная правовая база (ГОСТы, ПОТ и др.)	Имеется. Вставлено уже более 200 ГОСТов, норм, правил
Технологии и производства (краткая характеристика)	Начата подготовка. Есть пример в пособии.
Мероприятия по охране труда	Оздоровление воздушной среды Защита от шума Защита от вибрации Обеспечение электробезопасности Обеспечение пожаро-взрывобезопасности Набран большой материал. Вставлен частично.
Эргономика. Организация рабочих мест	Набран материал по отдельному оборудованию Но не вставлен..
Материалы и покрытия (свойства и характеристики)	Подготовлен и вставлен небольшой материал. Необходимо продолжить работу.
Инструкции по охране труда	Будут готовиться.
Другие меры безопасности	Надо готовить
Сертификация материалов, покрытий	Надо готовить
Управление качеством. Контроль качества	Надо готовить
Иные меры обеспечения безопасности	Надо готовить
Требования к персоналу	Надо готовить
Управление персоналом (по охране труда)	Надо готовить
Типовые методики расчетов
Типовые примеры расчетов	Некоторые примеры подготовлены. Вставлено не все.
Примеры типовых разделов по БЖД	Несколько примеров подготовлено, Но не вставлены
Справочные приложения	Несколько приложений подготовлено, Но они не вставлены

Для того, чтобы ознакомиться с документом, следует открыть файл Главная.htm из папки БЖД. (рис. 4.1 ).

При открытии файла появляется HTML -страница (рис. 4.2), представляющая собой фреймовую структуру. Фрейм (от англ. frame - рамка, каркас, кадр) - это отдельное рабочее окно браузера, разделенное еще на несколько различных по параметрам и размерам фреймов. Совокупность таких окон называется фреймовой структурой.