Согласно табл. 1.1 существует несколько технологических процессов производства отливок по газифицируемым моделям, которые отличаются в основном способом изготовления литейной формы. Применение того или иного технологического процесса определяется главным образом серийностью производства, массой отливки, ее конструктивными параметрами и техническими требованиями к качеству литья. Однако независимо от выбранного способа формообразования существуют общие закономерности, которые должны учитываться при разработке технологического процесса, т. к. они основываются на применении не извлекаемой из формы газифицируемой модели. К таким закономерностям относятся разработка чертежа отливки и модели, определение положения отливки в форме, расчет и конструирование литниковой системы, подготовка модели или модельного блока к формовке и др.
JIFM является универсальным способом производства отливок. Он применяется в единичном, серийном и массовом производстве отливок из цветных и черных сплавов массой от нескольких грамм до десятков тонн. Однако, как и любой другой способ производства отливок, ЛГМ имеет рациональную область применения, которая определяется конструктивной сложностью детали, ее габаритами, видом сплава и требованиями к качеству.
В единичном производстве целесообразно применять ЛГМ для получения отливок 1-3-й групп сложности при серийности не более 3-4 шт. в год и массой до 5 т, хотя в отдельных случаях можно получать отливки и большей массы. При использовании для изготовления моделей из плит пенополистирола автоматической многострунной установки для резки горячей проволокой серийность отливок можно увеличить в 10 раз и более. При подборе номенклатуры литых деталей в единичном производстве нужно исходить из следующих характеристик будущей отливки: вид сплава, конструктивная сложность, равностенность и жесткость модели из пенополистирола, трудоемкость изготовления модели и формы, наличие необходимого оборудования и материалов.
Равностенность модели определяет ее жесткость и точность, материал литой детали — возможность получения ее литьем по газифицируемым моделям. Наиболее рационально использовать ЛГМ для получения отливок для ремонтных нужд, экспериментальных отливок, литья инструментальной и штамповой оснастки.
В массовом и серийном производствах при выборе номенклатуры литых деталей следует руководствоваться следующими положениями:
• отливки должны быть 2-5-й групп сложности, которые при их производстве по извлекаемым моделям требуют применения не менее одного сложного стержня;
• толщина стенок детали должна быть в пределах 5-20 мм, но не менее 3 мм на 10-кратной длине. Внутренние замкнутые, открытые и полуоткрытые полости должны иметь проемы и отверстия, которые обеспечивали бы их заполнение сыпучим материалом при формовке;
• желательно, чтобы отношение объема отливки к ее поверхности было бы меньше единицы или близко к ней;
• чистота поверхности отливки должна быть не выше Rz40, размерная и весовая точность не выше 5 т класса (ГОСТ 26645-85);
• рационально применять ЛГМ для получения отливок из алюминиевых и медных сплавов, из серого, высокопрочного и легированного чугуна, среднеуглеродистых и хромистых сталей, нецелесообразно — из низкоуглеродистых и легированных сталей;
• наиболее эффективно применять ЛГМ для получения отливок по массе: из чугуна — до 50 кг, стали — до 10 кг, алюминиевых сплавов — до 20 кг, из медных сплавов — до 50 кг. При применении вакуума возможно получение отливок простой конфигурации массой до 2000 кг.
Окончательное решение о применении ЛГМ для производства отливок из черных и цветных сплавов должно приниматься после технико-экономического обоснования с учетом вышеприведенных положений, технических возможностей производства, капиталовложений и экологии.
Наибольшая рентабельность применения ЛГМ достигается при производстве отливок в автомобильной, электротехнической промышленности, для сельскохозяйственного и тракторного машиностроения, т. е. именно в тех отраслях промышленности, где конструкционная сложность деталей сочетается с повышенными требованиями к геометрической и весовой точности и чистоте поверхности.
Промышленному применению технологии производства отливок по газифицируемым моделям в формах из песка предшествовали многочисленные научно-исследовательские и экспериментальные работы, проведение которых было обусловлено, с одной стороны, новизной технологии, с другой — повышенным браком литья из-за обрушения формы в процессе заливки ее металлом. Первое теоретическое обоснование процесса литья в формах из песка было сделано в 1964 г. американским исследователем Г. Диттером, который разработал физическую модель процесса (рис. 5.1) [1, 2].
Систему металл—модель—форма ученый разбивает на ряд температурных зон: испарения полистирола, кристаллизации металла на границе металл—форма, конденсации продуктов испарения модели. На основании анализа физической модели он пришел к заключению, что песок в статическом положении на границе металл—форма удерживается продуктами конденсации паров модели, которые связывают его в более холодных слоях, предохраняя форму от обрушения. Батлер и Поопе применили для исследования данного процесса киносъемку и сделали вывод, что получение отливок в формах из песка обеспечивается беззазорным вытеснением модели металлом в процессе его заливки в форму [3]. Р. Вебстер, исследуя данный процесс по оригинальной методике, установил наличие зазора между металлом и моделью, величина которого зависит от температуры металла и скорости его заливки в форму. Для проверки физической модели Диттера он испарял полистирол в пламени горелки и пропускал пары через песок, ограниченный стенками. После удаления стенок песок не удерживался в статическом положении и обрушивался. В глубине слоя песка Вебстер обнаружил слой сконденсированных продуктов термодеструкции модели, который практически не имел прочности. Эти опыты поставили под сомнение теоретические положения Диттера [4].
Конденсация стирола
Пары стирола
Несвязанный песок
Противопригарный слой Рис. 5.1. Физическая модель ЛГМ в форме из песка Г. Диттера
Комплексные исследования процесса взаимодействия металла с моделью из пенополистирола в полости литейной формы методом скоростной киносъемки, физического моделирования, исследования газового режима формы и теоретического анализа позволили предложить физическую модель процесса, основанную на том, что между металлом и моделью при заливке формы образуется зазор 6. В этом зазоре происходит термическая деструкция модели, парогазовая фаза которой формирует газовое давление. Статическое положение стенок формы из песка на границе форма—зазор 5 обусловлено силами фильтрации газового потока, а на границе металл—форма — прочностью самой формы [5].
С точки зрения теории грунтов кварцевый сухой песок является сыпучим телом, не имеющим сил сцепления между частицами, но обладающим силами внутреннего трения. Как показывают новейшие исследования механики сыпучих тел, вопросы устойчивости грунта и его давления на ограждения являются частными задачами теории предельного равновесия грунтов. Предельное напряженное состояние грунта в данной точке характеризуется таким напряженным состоянием, при котором малейшее внешнее воздействие может вызвать необратимую деформацию — сдвиг. При таком состоянии сопротивление сдвигу в рассматриваемой точке равно предельному для данного тела значению [6].
С точки зрения прочности поведение грунта в процессе уплотнения можно разбить на три фазы: 1) затухающих деформаций или собственного уплотнения; 2) предельного равновесия или сдвига; 3) прогрессивного течения или разрушения. Первая фаза характеризуется тем, что скорость деформации с течением времени уменьшается и стремится к нулю; другими словами, происходит уплотнение сыпучего грунта. Во второй фазе скорость деформации при достижении определенной нагрузки постоянная, появляются площадки сдвига, которые при возрастании нагрузки сливаются в единую площадь сдвига, и происходит разрушение тела. В первой фазе между напряжениями и деформациями с достаточной точностью соблюдается пропорциональная зависимость, и для определения напряжений справедливы уравнения линейно-де — формируемых тел. Во второй фазе имеют место упругие деформации и напряжения изучаются теорией предельного равновесия. На рис. 5.2 представлены компрессионные зависимости, полученные на приборе П10-С, для ореховского и часов-ярского песков, широко применяемых в литейном производстве. При небольших давлениях песок интенсивно уплотняется, причем деформация его необратима. При повторных нагрузках необратимая деформация уменьшается, стремясь к нулю, и появляется упругая деформация. Некоторая нелинейность между деформациями и напряжением при насыщении объясняется пластическими деформациями зерен кварцевого песка. Уплотненный песок при нагружении ведет себя как хрупкое тело, и с достаточной точностью к нему может быть применена теория упругости. Анализ компрессионных зависимостей показывает, что при ЛГМ форма должна быть предельно уплотнена, чтобы не было остаточной деформации под действием гидростатического давления металла, т. к. это может повлиять на точность отливки. В системе металл—модель—форма из песка имеет место давление песка на металл и модель, а также противодавление металла и модели на песок в условиях, когда песок находится в ограниченном пространстве и имеет возможность перемещаться только в сторону металла или модели.
A А К •в1
Л ?
012345678 Нормальное давление, а (кг/см2)
Я
H о о
H о Я
Он
О А
Ё
Я Я» я
•е-
CD
О «
012345678 Нормальное давление, а (кг/см2)
0,72 0,71 0,70 0,69 0,68 0,67 0,66 0,65 0,64 0,63 0,62 0,61 0,60
Рис. 5.2. Компрессионные зависимости для песков: а) ореховского; б) часов-ярского
На рис. 5.3 представлена физическая модель процесса литья в форме из песка. Условия статического равновесия системы форма—модель—металл во время ее заливки рассматриваются в трех зонах.
У
Рис. 5.3. Физическая модель ЛГМ в форме из песка (а); схема действующих сил на границе модель—металл—форма (6)\ схема к расчету силы фильтрации газа в форме (в): 1 — модель; 2 — кварцевый песок; 3 — опока; 4 — металл
Первая зона — участок а-б на рис. 5.3, б. Условие недеформируемости границы модель—форма можно записать без учета сил трения песка о модель:
OuFu^a1Fa, (5.1)
Где Ctm — допустимое напряжение сжатия материала модели; Fu — площадь взаимодействия формы с моделью; ст2 — боковое давление со стороны формы.
Между боковым ст2 и вертикальным Ctj давлениями в условиях предельного напряженного состояния существует соотношение [8]:
°2 =?, = tg2 f 45° —• (5.2)
С учетом (5.2) условие (5.1) запишется:
(5.3)
Ам = yZtg2 ^45°
Если принять у = 1,7 г/см3, (р = 46°, стм= 1 кг/см2, то расчет по уравнению (5.3) даст величину Z = 3,6 м, что не встречается в практике литья по газифицируемым моделям. Следовательно, недеформируемость модели обеспечивается ее жесткостью.
Вторая зона — участок б-в. Условием недеформируемости границы форма—зазор 8 будет неравенство
ФFd > C2F5, (5.4)
Где Ф — объемная сила фильтрации газа; F^ — площадь поверхности взаимодействия формы в зазоре 8; t — путь фильтрации.
Для определения силы фильтрации выделим в стенке формы трубку тока (рис. 5.3, в) длиной dS, площадью со и рассмотрим силы, действующие на скелет трубки при фильтрации газа:
Ю в сечении п трубки, где
• давление газа Pco в сечении т, где P — давление на единицу площади;
Давление газа I P + —dS dS
P л—— dS — приращение давления газа на длине dS;
3S
• воздействие скелета песка на газ или тормозящая сила FcodS, где F — интенсивность тормозящей силы, а со dS — объем элементарной трубки тока.
Pco-
Так как плотность и скорость газа невелики, инерционными и гравитационными силами можно пренебречь. Если спроектировать все действующие силы в трубке тока на ось у, то получится уравнение:
‘ дР
As J
После раскрытия скобок и упрощения получится простое дифференциальное уравнение
-— + F = O, (5.5)
AS
Решение которого при начальных условиях Р$ = 0, F = 0 будет иметь вид:
Л.
Ф =-F=-S-. (5.6) С учетом (5.6) уравнение (5.4) примет окончательный вид:
Если принять Z= 30 см, у = 1,7 г/см3, JZtg — 45 —J. (5.8)
Анализ неравенства (5.8) показывает, что если выполняется условие (5.7), то условие (5.8) выполняется автоматически, т. к. плотность металла больше плотности песка. Условия (5.3), (5.7) и (5.8) являются необходимыми, но не достаточными, т. к. в случае высокого давления газа или газа и гидростатического напора металла может произойти разрушение формы.
В соответствии с теорией механики грунтов напряжение в этом случае будет пассивным. Используя уравнение (5.2) и повторив втом же порядке анализ трех зон на границе металл—модель— форма, необходимые и достаточные условия сохранения статического положения границ раздела металл—форма—модель запишутся:
Форма—модель (а-б):
45°
Y-Ztg:
45° -—
(5.9)
2у
Форма—зазор (б-в): yZtg2
Г
45° + ^
2у
< < yZtg:
45° — — 2у
(5.10)
Форма—металл (в-г):
YZtg2 f 45° — ?1 < Рф + уМеХ < yZtg2 Г45° (5.11)
Давление в зазоре 8 определяется по уравнению (3.41). Неравенство (5.11) является основным расчетным уравнением для определения параметров литейной формы и технологии литья.
45° +2
Анализ уравнения (5.11) показывает, что при выполнении условия (5.10) левая часть неравенства (5.11) выполняется. Что касается правой части неравенства, то при Рф = 0 оно запишется:
УМеХ = yZtg:
Отношение при условии Ymc = 7,0 г/см3, у = 1,7 г/см3, ф =
= 46° будет равно 1,5, что противоестественно, т. к. Z > X, ибо Z = =zX+ h, где h — расстояние от верхнего уровня заливаемого в форму металла до верха формы. Следовательно, правая часть неравенства (5.11) всегда выполняется. Из изложенного следует, что при условии высокой плотности формы из песка в ней можно получать крупногабаритные отливки. Левая часть неравенства (5.10) должна быть обеспечена расчетными параметрами литейной формы; в противном случае может произойти обвал стенки из песка и отливка получиться с песочными раковинами [8].
По окончании заливки формы металлом наиболее опасным местом в форме следует считать границу раздела металл—форма
В верхней ее части. Условие равновесия верхней части формы запишется:
УыА у и Ci > С + C0, где C0 — гидростатический напор металла в литниковой чаше. Если C0 = 0, то Ci = Cn. Простое нагружение формы грузом равносильно увеличению у С, и в этом случае правая часть неравенства может быть нарушена, т. к. С может быть больше Z. Правильным приемом может быть применение верхней крышки на опоку, которая предотвращала бы выдавливание верхней части формы. С учетом сказанного неравенство (5.12) примет окончательный вид:
(5.12, а)
P^ УС
L-tgq>tg2(45°-|)
И оно является дополнительным проверочным условием к неравенству (5.10).
Неравенства (5.10) и (5.11) справедливы при условии, что расстояние между стенками опоки и модели равно или больше высоты модели. Это условие соблюдается только при получении мелких отливок ЛГМ. При производстве крупных отливок необходимо учитывать арочный эффект, который характеризуется нарушением прямолинейной зависимости между давлением Ctz и высотой Z при расстоянии между стенками опоки и модели меньше высоты модели (рис. 5.4).
Система сил, действующих в узком пространстве между опокой и моделью при условии, когда расстояние между ними меньше высоты модели, представлена на рис. 5.4, а. На выделенный элемент формы толщиной dZ и длиной 2Ъ действуют следующие силы:
• сила давления вышележащего слоя формы: Pb = 2boz’,
• сила давления нижележащего слоя формы: Ph = 2b(¦ мм
На рис. 5.7 представлены диаграммы распределения давления в сечении формы, проходящей через зазор в двух измерениях, при газопроницаемых и газонепроницаемых стенках контейнера, где видно, что во втором случае в углах модели образуются зоны повышенного давления; это должно привести к более быстрому разрушению песчаной стенки формы в районе зазора. Сравнение теоретических расчетов и полученных экспериментальных данных о влиянии фильтрационных сил газового потока на равновесие в системе форма—зазор 8 показало их полное совпадение.
Исследование термодеструкции модели (табл. 3.3) показало, что при температуре заливаемого металла 700 0C выделяется более 85 % жидких продуктов, значительная часть которых нелетуча при температуре формы и конденсируется в ее холодных слоях. Следовательно, возможно, что при литье алюминиевых сплавов эта фракция сконденсируется в песке на границе металл—форма и будет препятствовать обрушению формы в процессе продвижения фронта взаимодействия модели с металлом; в дальнейшем под действием температуры металла она может испаряться, деструги — ровать на паро — и газообразные составляющие и частично конденсироваться в более глубоких слоях формы. Для проверки предполагаемого механизма упрочнения формы были проведены специальные исследования [21]. На рис. 5.8 представлена схема проведения эксперимента при заливке формы алюминиевым сплавом с температурой 750 °С.
К ЭВМ
Рис. 5.8. Схема определения слоя конденсации при заливке алюминиевого сплава: 1 — опока; 2 — песок; 3 — модель из пенополистирола; 4 — литниковая чаша; 5 — стопорная пробка; б — стеклянная трубка; 7 — электрический контакт
Форма заливалась алюминиевым сплавом через чашу 4 из-под пробки 5. Трубка 6 перекрывалась с обеих сторон металлической сеткой, песок в трубке б уплотнялся. Время извлечения трубки
Ol 234 56789 10 11 х, км
Рис. 5.9. Уточненная физическая модель при литье низкотемпературных сплавов: — опока; 2 — песок; 3 — модель; 4 — расплав; 5 — упрочненный слой формы из песка; б — литниковая чаша; I — зона прогревания модели и ее усадка; II — зона плавления модели и начало деполимеризации; III — зона термодеструкции; IV — зона термодеструкции жидкой фазы на зеркале металла; V — температура металла
При заливке металлом формы фиксировалось электрическим контактом 7. После извлечения трубки четко фиксировался упрочненный слой песка толщиной 6 мм, прочность которого на сжатие составляла около 65 г/см2. Расчеты показывают, что такая прочность может выдержать боковое давление песка высотой 400 мм. Эксперименты Батлера [3] оказались неудачны, т. к. наличие упрочненного слоя определялось после заливки формы металлом, когда тяжелые продукты термодеструкции под действием тепла затвердевающей отливки разрушали данный слой.
На рис. 5.9 представлена физическая модель ЛГМ при заливке формы низкотемпературными сплавами. Упрочненный слой формы 5 уже через 2 с начинает разрушаться и теряет свою прочность, а через 20 с он полностью разрушается. Полученные результаты не изменяют принципиально математическую модель процесса ЛГМ низкотемпературных сплавов в форме из песка, т. к. газовое давление в зазоре металл—модель, формируя фильтрационный поток, дополнительно препятствует обрушению формы на границе форма—зазор. Поэтому основное уравнение равновесия системы форма—зазор (5.10) сохраняет свое значение, но следует дополнительно учитывать прочность упрочненного слоя а, кг/см2:
Песок кварцевый представляет собой сыпучее несвязанное тело. Уплотнения его можно достичь статическим и динамическим способами. При статическом прессовании закон уплотнения в теории механики грунтов выражается уравнением [9]
Где Si и &2 — коэффициенты пористости соответственно при давлении Р\ и P2′, а — коэффициент уплотнения (является величиной переменной и определяется тангенсом угла наклона компрессионной кривой) (рис. 5.2). В соответствии с уравнением (5.19) в случае применения неуплотненных форм при ЛГМ под действием фильтрационных сил газового потока и гидростатического напора металла на границе металл—зазор—форма произойдет деформация песчаной стенки. При этом коэффициент бокового давления будет равен единице и, следовательно, давление песчаной стенки в направлении зазора 8 и металла резко возрастет, что приведет к необратимой деформации формы на границе зазор—металл— форма и к браку отливки. Предотвратить деформацию формы можно только в том случае, если форма будет предельно уплотнена, т. е. если приращение Е\ — е2 = 0. Однако применение пенополистирола исключает статические методы уплотнения формы, т. к. это приведет к деформации модели.
Единственным способом уплотнения литейной формы из сыпучих материалов при ЛГМ является динамическое уплотнение вибрацией или встряхиванием. Виброуплотнение сыпучих материалов зависит от массы материала и ускорения частиц при вибрации, которые определяют инерционные силы. Исследования показали, что уплотняемость песка не зависит от направления вектора колебаний и при постоянной частоте зависит только от амплитуды [10]. Дифференциальное уравнение виброуплотнения сыпучих материалов имеет вид:
Dz
— = PCe-S00), (5.20)
An
Где п — отношение ускорения колебаний к ускорению силы тяжести; S00 — пористость при предельном уплотнении грунта; P — коэффициент виброуплогняемости песка.
Интегрирование уравнения (5.20) при начальных условиях 8L=O = 8о’ где 8о — максимальная пористость сыпучего материала, дает окончательный вид уравнения уплотняемости песка:
S = S00+(S0-е Je-P«. (5.21)
Уплотняемость песчаной формы D характеризуется изменением пористости:
D = AZL. (5.22)
С учетом (5.21) формула (5.22) запишется:
D = 1-*Гр\ (5.23)
Коэффициент р определяется опытным путем по кривым виброуплотнения:
P = -^s-, (5.23, а)
Tg«o
Где tga0 — угол наклона кривой е = e(v) при п = 0.
При определенных значениях п несвязанные сыпучие материалы приобретают свойства тяжелой жидкости и переходят в псевдожидкое состояние. Внутреннее трение сыпучих материалов в псевдожидком состоянии характеризует вибровязкость материала. Вибровязкость кварцевого песка марки 1К02А составляет 0,63 гк • с/см2 [10].
Среди сыпучих материалов наибольшее применение для ЛГМ находят кварцевые пески. Структурно-механические свойства их зависят от минералогического состава, размера и формы зерен, влажности. Глинистая составляющая уменьшает газопроницаемость песка, влага увеличивает напряжение сдвига, т. к. появляются силы сцепления. Влажные глинистые пески плохо уплотняются вибрацией и имеют низкую газопроницаемость. Поэтому для литейной формы при ЛГМ применяются кварцевые малоглинистые (менее 2 % глины) пески. Структурно-механические и технологические свойства таких песков зависят главным образом от гранулометрического состава и формы зерна [11].
В табл. 5.1 приведены характеристики трех наиболее распространенных марок кварцевого песка.
Таблица 5.1
Характеристики некоторых марок кварцевого песка
Наименование горно-обогатительного комбината |
Марка песка по ГОСТ 2138-56 |
Глинистая составляющая, % |
Форма зерна |
Гусаровский |
Т04Б |
2,76 |
Округлая |
Ореховский |
1К016А |
0,26 |
Полуокруглая |
Часов-Ярский |
1К016А |
0,26 |
Остроугольная |
В табл. 5.2 представлены некоторые структурно-механические свойства кварцевого песка [12].
Структурно-механические свойства кварцевого песка
Таблица 5.2
Наименование песка |
Удельная масса, г/см3 |
Объемная масса, г/см3 |
Пористость, % |
Угол внутреннего трения, |
Относительная уплотняемость, % |
Удельная поверхность, м2/г |
||||
При свободной засыпке |
После виброуплотнения |
При свободной засыпке |
После виброуплотнения |
При максим, стат. уплотнении |
При свободной засьшке |
После виброуплотнения |
||||
Гусаровский |
2,64 |
1,45 |
1,73 |
45 |
35 |
39 |
35 |
46 |
16,1 |
1,11 |
Ореховский |
2,64 |
1,47 |
1,70 |
45 |
36 |
38,4 |
35 |
49 |
13,5 |
0,276 |
Часов-ярский |
2,64 |
1,39 |
1,63 |
47 |
33 |
43,5 |
37 |
52 |
14,7 |
0,182 |
На рис. 5.10 приведены зависимости уплотняемости песков от величины статического давления (до 7 кг/см2), характер которых соответствует ветви нагружения компрессионных характеристик.
Е
А’
0 Q
3
В
С
*
2
0 2 4 6 8
P, кг/см2
Рис. 5.10. Уплотняемость песков при статическом нагружении: 1 — гусаровского; 2 — ореховского; 3 — часов-ярского
На участках А’-А и B-C деформация песка близка к линейной зависимости от нагрузки. На участке A-A имеет место быстрый рост необратимой деформации при сравнительно малых нагрузках. В дальнейшем величина деформации уменьшается и становится близкой к 0. Это говорит о том, что система перешла в область упругих деформаций. Исследования показывают, что пески с остроугольными зернами хуже уплотняются, чем пески с овальной формой зерна. Чем больше глины в песках, тем хуже они уплотняются в сухом состоянии. При статическом уплотнении максимальный и минимальный коэффициенты пористости для песков равны: гусаровского — S0 = 0,82; S00 = 0,64; ореховского — S0 = 0,82; S00 = 0,62; часов-ярского — S0 = 0,89; S00 = 0,66.
На рис. 5.11 приведены зависимости виброуплотняемости песков от отношения ускорения вибрации а к ускорению силы тяжести g. Ускорение вибрации а определяется по формуле
Где А — амплитуда; со — угловая частота колебаний; п — число оборотов в минуту.
E
Рис. 5.11. Вибро-
Уплотняемость песков:
1 — гусаровского;
2 — ореховского;
0,9
0,8
0,7 0,6 0,5 0,4
3
2 1
3 — часов-ярского
0 2 4 6 8 10
Анализ зависимостей, представленных на рис. 5.11, показывает, что часов-ярские остроугольные пески имеют меньшую уплотняемость при вибрации, т. к. они обладают наибольшей величиной внутреннего трения.
При виброуплотнении максимальный и минимальный коэффициенты пористости для песков имеют следующие значения: гусаровского — е 0 = 0,82; S30 = 0,54; ореховского — S0 = 0,82; S00 = 0,56; часов-ярского — е0 = 0,89; S00 = 0,61.
На основании анализа графических зависимостей виброуплот — няемости песков были получены коэффициенты виброуплотняе — мости; для указанных марок песка они соответственно равны: pi = = 2,3; р2 = 2,7 и рз = 2,1. С учетом приведенных значений пористости песков и коэффициентов виброуплотняемости уравнение (5.21) для указанных песков примет вид:
?1 |
= 0,54 + 0,2 8 е~ |
-2,3 п. ? |
(5.24, а) |
?2 |
= 0,56 + 0,26е~ |
-2,7 п. ? |
(5.24, б) |
?з |
= 0,61+0,28s |
-2,1« |
(5.24, в) |
Из графиков виброуплотняемости следует важный вывод: максимальное уплотнение формы из песка вибрацией достигается при соотношении между ускорением вибрации и силой тяжести, равном 6 или более. Это дает возможность по формуле
, AcО2
П = 6 =—————————————— (5.25)
Подбирать необходимую частоту и амплитуду вибрации для получения максимальной плотности формы из песка при ЛГМ. При частоте колебаний 50 Гц оптимальная амплитуда составляет 0,6 мм.
На рис. 5.12 представлена зависимость пористости песка трех марок от объемной плотности, откуда следует, что часов-ярский песок имеет наибольшую пористость при наименьшей плотности, т. к. его зерно более крупное. Гусаровский песок имеет минимальную пористость ввиду увеличенного содержания глинистой составляющей.
Газопроницаемость песков в зависимости от плотности представлена на рис. 5.13. Пески с большей пористостью имеют и большую газопроницаемость. Изменение плотности песков в зависимости от времени их вибрации показано на рис. 5.14, где видно, что пески хорошо уплотняются вибрацией и уже через 20 с достигается их максимальная плотность.
Значения угла внутреннего трения песков в зависимости от их плотности для различных материалов представлены в табл. 5.2.
1,3 1,5 1,7 1,9
У, г/см3
Рис. 5.12. Изменение пористости гусаровского (1), ореховского (2) и часов-ярского (3) песков в зависимости от объемной плотности
К, см4/(г • с)
У, г/см3
Рис. 5.13. Изменение газопроницаемости гусаровского (/), ореховского (2) и часов-ярского (S) песков в зависимости от объемной плотности
T, мин
Рис. 5.14. Изменение объемной плотности гусаровского (/), ореховского (2) и часов-ярского (3) песков в зависимости от времени виброуплотнения
Пески с остроугольной формой зерна имеют максимальное внутреннее трение, что объясняет их сравнительно плохую уплотняемость. Однако они значительно лучше противостоят внешнему давлению, имеют хорошую газопроницаемость и могут наряду с песком, имеющим округленную форму зерна, применяться для производства литейных форм при ЛГМ.
Таблица 5.3
Угол внешнего трения песка
Наименование |
Гусаровский |
Ореховский |
Часов-ярский |
|||
Материала |
Неуплот |
Уплот |
Неуплот |
Уплот |
Неуплот |
Уплот |
Ненный |
Ненный |
Ненный |
Ненный |
Ненный |
Ненный |
|
Сталь нержа |
14°20″ |
27°30″ |
9°50″ |
25°40″ |
8° |
22°40″ |
Веющая |
||||||
Дюраль |
17°50″ |
31°30″ |
14°30″ |
29°20″ |
11° |
23°20″ |
Пенополистирол |
27°10″ |
36°10″ |
I7O40″ |
33°50″ |
14°40″ |
28°40″ |
Плотностью |
||||||
25 кг/м3 |
||||||
Пенополистирол |
28°10″ |
40° |
18°40″ |
35°40″ |
16°30″ |
34°40″ |
С покрытием |
В табл. 5.3 представлены значения угла внешнего трения песков о материалы, которые применяются при данном методе литья.
Форма из кварцевого песка относится к типу капиллярно — пористых тел, процесс переноса тепла в которых осуществляется за счет контактной теплопроводности зерен наполнителя, излучением от твердой основы и конвекцией газа в порах формы.
В зависимости от температуры доля того или иного вида переноса тепла может уменьшаться или увеличиваться, поэтому установить количество каждого вида теплопередачи в общем тепловом потоке не представляется возможным [13]. При производстве отливок по газифицируемым моделям на процесс тепломассоперено — са могут оказывать влияние продукты термической деструкции пенополистирола. Поэтому влияние формы на тепломассоперенос в процессе кристаллизации и охлаждения отливки можно правильно оценить с помощью эффективных теплофизических коэффициентов, учитывающих все виды тепломассопереноса. На рис. 5.15 представлена зависимость эффективных коэффициентов теплопроводности X, теплоемкости с, теплоаккумуляции Ъ и температуропроводности а формы из песка от температуры заливаемого металла. Эффективные теплофизические характеристики уплотненных форм из кварцевого песка незначительно отличаются от соответствующих характеристик сырой песчано-глинистой формы, и, следовательно, это не должно оказывать существенного влияния на формирование физико-механических свойств отливок при ЛГМ [14, 15].
Т, 0C
Рис. 5.15. Изменение эффективных теплофизических коэффициентов формы из кварцевого песка в зависимости от температуры заливаемого металла
В постоянном магнитном поле ферромагнитные частицы наполнителя, намагничиваясь, сцепляются друг с другом, придавая форме в целом определенную прочность, которая будет зависеть от величины магнитной индукции и магнитной проницаемости наполнителя. Таким образом, магнитное поле выполняет роль связующего в песчано-глинистых формах. На рис. 5.16 представлено постоянное магнитное поле пространства, заполненное ферромагнитным материалом с известной магнитной проницаемостью \i\ > 1.
Магнитном поле из материалов с различной магнитной проницаемостью
Если рассеиванием магнитного потока с торцов рассматриваемого пространства пренебречь, то можно считать, что магнитное поле в нем будет однородным, т. е. величины индукции В и напряженности H не зависят от координат и будут постоянными в любой точке пространства. Если внести в данное поле тело АА’ББ’ магнитной проницаемостью р = 1, то оно разделит рассматриваемое поле на три равные части площадью Si = S2 = S3, причем S\ + S2 + + S3 = So. Согласно закону магнитных цепей [16, 17], магнитный поток Ф прямо пропорционален магнитодвижущей силе F и обратно пропорционален магнитному сопротивлению Rm:
RM
Где магнитное сопротивление определяется по формуле
(j, S
Где I — расстояние между полюсами магнита; S — сечение магни — топровода.
В соответствии с принятой схемой на рис. 5.16 можно записать:
F F F Ф0 =O1 +Ф2 +Ф3 = -— + — + -_. (5.28)
Ктх Кт2 Кт3
Так как магнитодвижущая сила одинакова для всех участков, а магнитное сопротивление различно, величина магнитного потока будет определяться соотношением
ФA2 = ®2Rm2 ‘
Если подставить значения O1 = B\S\ и Ф2 = B2S2 и раскрыть величину Rm, то после упрощения получится соотношение
=A. (5.29)
Hi ^2
Таким образом, при внесении в магнитное поле тела с отличной от поля проницаемостью величина магнитной индукции в теле и в поле будет прямо пропорциональна магнитной проницаемости. Это значит, что магнитная индукция на участках Si и S3 будет в ц, раз больше, чем на участке S2. В этом случае величины В (х, у) и H (х, у) будут функциями координат, т. е. всякое внесенное в магнитное поле тело с другой магнитной проницаемостью будет искажать магнитное поле. Под действием внешнего магнитного поля H ферромагнитная частица К, намагничиваясь, создает собственное магнитное поле Но, противоположное внешнему магнитному полю [16, 17]. Результирующее магнитное поле будет иметь напряженность h\
Величина собственного поля Но пропорциональна интенсивности намагничивания J:
H0=NJ, (5.30, а)
Где N — коэффициент размагничивания, который определяется формой частицы. Для шара N = 1/3.
Интенсивность намагничивания определяется из уравнения [17]: У=цохЯ=цо(ц-1)Я, (5.31)
Где х — магнитная восприимчивость; р0 — абсолютная магнитная проницаемость, равная 4,0 • IO 7 Гн/м.
С учетом (5.30, а) и (5.31) уравнение (5.30) запишется:
/* = #[1-|V^-1)JV]. (5-32)
Между выделенной частицей К и рядом лежащей частицей К’, расположенной слева от границы раздела A-A’, будет действовать сила магнитного притяжения, которая в общем случае определяется по формуле [17]:
В таком случае величина давления Pi влево от границы A-A’ определяется уравнением:
P1 = = I ^H1 [1 — ц0 (H1-I)jV]. (5.34)
Oj 2.
С другой стороны, частица К под действием градиента напряжения будет стремиться переместиться в сторону большей dl
Напряженности, т. е. вправо от границы раздела A-A’. Величина этой силы определяется уравнением [18]
DH
Где V— объем частицы.
После интегрирования уравнения (5.35) давление P2, создаваемое силой F2, определится по формуле
P2 =^М-Ш1~Н2н), (5.35, а)
Где Hu — напряженность магнитного поля справа от границы A-A’, т. е. в модели, a Hh — напряженность магнитного поля в наполнителе, т. е. слева от границы A-A’.
Разность между Р\ и P2 будет определять положение частицы на границе раздела двух сред. На величину P2 будет оказывать влияние упаковка зерен наполнителя. Если сделать допущение, что ферромагнитный наполнитель состоит из шаров одинакового размера, то при заполнении контейнера шары могут укладываться в три системы (рис. 5.17). Каждая система характеризуется своим координационным числом.
ZP = P2- Pi ZP = P2- 4P, cos a ZP = P2- SP^cos А
Рис. 5.17. Изменение величины давления на границе двух сред в магнитном поле в зависимости от системы укладки ферромагнитных частиц: а) кубическая; б) призматическая; в) пирамидальная
Координационное число п кубической упаковки, наименее плотной, равно 6, призматической — 8 и пирамидальной — 12. Оно характеризует количество контактов между шарами при данной системе упаковки. Ферромагнитный шар в магнитном поле, намагничиваясь, становится элементарным магнитом, который будет иметь собственное магнитное поле, направленное противоположно внешнему полю. При кубической системе расположения шаров силы взаимного притяжения будут испытывать шары 1-5-8. В этом случае шар 1 будет испытывать давление, равное P2-Pi = ±Р, которое в зависимости от величины будет стремиться переместить шар в ту или другую сторону от линии раздела A-A’. При расположении шаров в призматической системе каждый контактирующий шар будет расположен относительно других шаров под некоторым углом а = 45°, что приведет к перекрытию полюсов ShN близлежащих шаров и, следовательно, к их магнитному притяжению. Однако сила притяжения в связи с рассеиванием собственного магнитного поля будет меньше, чем между полюсами, лежащими на одной магнитной линии. Приближенно можно считать, что сила притяжения будет прямо пропорциональна косинусу угла между осями шаров, совпадающими с направлением линии магнитной индукции. При наиболее плотной упаковке шаров каждый шар на границе А—А’ будет контактировать с шестью шарами под углом а = 90° и тремя шарами под углом ai = 35°. Результирующее давление 1LP1 = IP1 cos a, т. е. оно больше, чем при кубической укладке шаров, и, следовательно, для нарушения равновесия на границе A-A’ необходимо иметь значительно больший градиент напряженности. При P2 > Pi шар станет перемещаться в сторону большей напряженности, т. е. в сторону модели, оказывая на нее давление P = P2- Pi. Этому будут также оказывать содействие отталкивающие силы, которые имеют место между одноименными полюсами элементарных магнитов (шаров).
Если модель убрать, то шар начнет перемещаться в свободную полость, при этом каждый шар будет увлекать за собой шары, находящиеся в контакте с ним. В результате свободная полость A-A’- B-B’ будет перекрыта конусообразным потоком шаров, навстречу которому с границы раздела B-B’ будет двигаться подобный конусообразный поток. При полном зарастании полости ферромагнитным материалом градиент напряженности падает до нуля, и система приходит в равновесное состояние. По этой причине все попытки получить форму сложной конфигурации из ферромагнитных материалов в постоянном магнитном поле по извлекаемым моделям терпели неудачу, т. к. в случае значительного лобового сопротивления магнитному потоку возникал градиент напряженности поля, и свободная полость заполнялась ферромагнитным материалом формы. Этим же объясняются пробои отливок ферромагнитным наполнителем при их получении в магнитной форме по газифицируемым моделям, когда магнитное поле имеет завышенную напряженность. Анализ магнитного взаимодействия ферромагнитных частиц в постоянном магнитном поле показал, что характер взаимодействия между ними зависит от укладки элементарных частиц. Так как форма из ферромагнитных сыпучих материалов предельно уплотняется вибрацией, то, если пренебречь силами отталкивания между частицами, которые значительно меньше сил притяжения, можно принять силы магнитного сцепления как объемные и рассматривать механику магнитной формы с позиции механики связанных грунтов [6, 9].
Для равновесия связанного сыпучего тела необходимо, чтобы сдвигающая сила была меньше суммы удельных сил внутреннего трения и сцепления:
(5.36)
M ‘
T = CJtgCp-HCj
Где Cm — удельная сила магнитного сцепления.
На рис. 5.18 представлена физическая модель магнитной формы при заливке ее металлом.
У
Рис. 5.18. Физическая модель магнитной формы: 1 — металл; 2 — модель; 3 — ферромагнитный материал; 4 — опока
Магнитопровод V
Как следует из анализа физической модели магнитной формы, наиболее опасной с точки зрения прочности формы является граница форма—зазор 8 (участок а-б). На участке а-б будут действовать следующие удельные силы:
• давление со стороны песчаной стенки ох’,
• удельная магнитная сила притяжения между ферромагнитными частицами Pi;
• давление P2 на границе а-б, вызванное градиентом магнитного поля;
• давление газа Pv со стороны зазора 8.
Для равновесия системы сил, действующих на границе а-б, необходимо, чтобы их сумма на ось * равнялась нулю:
Равенство (5.37) можно упростить, если разбить его на две части. Можно допустить, что магнитное сцепление между частицами компенсирует давление со стороны наполнителя:
Gx=O. (5.38)
Давление, вызванное градиентом напряженности магнитного поля, компенсируется газовым давлением и силами магнитного сцепления:
Из-за максимального уплотнения формы и невозможности ее бокового расширения можно считать, что форма находится в предельном напряженном состоянии [9]. Если расстояние Ъ между металлом 1 и стенкой опоки 4 больше, чем высота модели X, то можно пренебречь силами внешнего трения. Условие предельного равновесия в этом случае запишется:
Или
Если в < L, то необходимо учитывать силы внешнего трения ферромагнитного наполнителя о стенки опоки и модель. Давление наполнителя ох на границе а-б определится уравнением [9]
Из (5.41) при условии (5.38) следует:
С. =joz tg(45°-|). (5.42)
При наличии сил внешнего трения Oz определяется уравнением (5.17), и уравнение (5.42) примет вид:
С =1
М 2
By — Mg CPrf4
(5.43)
Tg
1 (1-Е b)
Xtg фЕ
Где tg(p.
_ tgCPi+tgCP2 .
; ф2, ф — соответственно углы внешнего
Трения о стенку опоки, о модель и внутреннего трения.
Z
Анализ уравнения (5.43) показывает, что при отношении — >3
Ъ
Величина магнитного сцепления при прочих равных условиях стремится к постоянному значению:
1 By
2 Xtgф}
(5.44)
C =
-tg(45°-^).
При малых значениях Z и больших b магнитное сцепление будет определяться уравнением (5.40) и внешним трением можно пренебречь. Магнитное сцепление Cm связано с напряженностью магнитного поля Hуравнением (5.34), однако для расчета магнитного поля проще оперировать магнитной индукцией. Учитывая, что В = IiaH, и подставив значение Cm из уравнений (5.40) и (5.43) в (5.34), получим:
B1 = JtI0CyZ+ P0) tg(45°-|); (5.45)
Bq>
-btBVz‘T
(5.46)
B2=JVo
(1-е
Tg(45°-|)
Уравнения (5.45) и (5.46) являются основными уравнениями для определения индукции магнитного поля формы и расчета маг- нитопровода, причем для мелкого литья, когда расстояние между отливками, отливкой и опокой соизмеримо с высотой отливки, можно использовать уравнение (5.45), а для среднего литья, где
Соответствующие расстояния меньше высоты модели, нужно использовать уравнение (5.46).
Условие равновесия (5.39) запишется с учетом значения Pr:
(5.47)
К
AmFTJr\
Еm 1
Угол внутреннего трения,
После виброуплотнения
Av
Л S
Ч Cj
Я »
И II
О «
HQ
S о. о
CN со
СО VO CS
И
На формирование механических и служебных свойств отливок при ЛГМ оказывают влияние три фактора: изменение химического состава металла, в основном углеродистых сплавов, в процессе заливки его в форму; снятие теплоты перегрева заливаемого сплава,
Идущей на термодеструкцию модели, и теплофизические свойства формы, определяющие скорость отвода тепла от отливки.
Скорость затвердевания отливки или нарастание твердой корочки металла при его кристаллизации определяется по уравнению
X = K^Ix, (4.35)
Где X— толщина затвердевшего слоя металла за время т; К — коэффициент затвердевания, который определяется по формуле:
-^MePMe
1,1286. (Г — Т) K =—— г п———— (4.36)
.Avle
Где Lue — удельная теплота кристаллизации сплава; рМе — массовая плотность сплава; Сме — удельная теплоемкость сплава; Tn — температура поверхности отливки; T3 — температура заливки сплава в форму; Tk — температура кристаллизации сплава; 7ф — температура формы.
Для сплава, который кристаллизуется в интервале температур, Tk определяется по формуле
T +T
Tk= нк2 кк, (4.36, а)
Где Th к, Tkk — температура соответственно начала и конца кристаллизации сплава. Температура поверхности отливки определяется по формуле
TK—TI‘
Tn-T^ = (4.36,6)
I + -^-
Ke
Где Ьме, — коэффициенты аккумуляции тепла расплавом и формой.
Расчет по уравнениям (4.35) и (4.36) с использованием данных И] и результатов теплофизических свойств формы (гл. V) приведены в табл. 4.12.
Таблица 4.12
Значение коэффициента затвердевания К, см/с’/г
Материал формы |
Значение коэффициента затвердевания |
|
Чугун |
Сталь |
|
Дробь чугунная колотая марки ДЧК-05 |
0,126 |
0,15 |
Дробь стальная колотая марки ДСК-0,5 |
Од |
0,11 |
Кварцевый песок 1К02А |
0,081 |
0,09 |
Песчано-глинистая смесь, форма сырая |
0,07-0,09 |
Од |
В отличие от кристаллизации отливок в формах из песчано- глинистых смесей, в которых при затвердевании сплава в связи с его усадкой образуется зазор между формой и отливкой, при применении сыпучих огнеупорных материалов для формы при JITM обеспечивается постоянный плотный контакт между отливкой и формой в процессе всего периода кристаллизации металла и охлаждения отливки. Поэтому коэффициент затвердевания К для формы из песка выше, чем при использовании песчано-глинистых смесей при литье по извлекаемым моделям. В табл. 4.13 приведены сравнительные характеристики механических свойств отливок из чугуна марки СЧ20, полученных при одинаковых условиях заливки форм из различных формовочных материалов, откуда следует, что увеличение теплопроводности формы способствует повышению механической прочности, поверхностной твердости и снижению ударной вязкости серого чугуна. Сравнительные данные механических свойств отливок из чугуна, полученных литьем по газифицируемым и извлекаемым моделям, при прочих равных условиях представлены в табл. 4.14. Повышение механических свойств отливок при ЛГМ объясняется снижением теплоты перегрева металла непосредственно в форме, увеличением теплопроводности формы и более высоким коэффициентом усадки.
Механические свойства отливок из сталей различных марок, полученных по газифицируемым и извлекаемым моделям при одинаковых условиях заливки формы металлом, представлены в табл. 4.15, откуда следует, что при литье по газифицируемым моделям за счет объемного и поверхностного науглероживания повышается механическая прочность отливок при снижении пластических характеристик, причем с повышением исходного содержания углерода в металле разница в механических свойствах уменьшается.
Зависимость механических свойств отливок из чугуна СЧ20 от материала формы
Материал формы |
Толщина отливки, MM |
Прочность на разрыв, кг/мм2 |
Ударная вязкость, кг ¦ м/м2 |
Твердость, HB, кг/мм2 |
Металлическая дробь колотая ДСК-05 |
10 20 |
27.3 26.4 |
0,14 0,19 |
246 240 |
Кварцевый песок марки 1К016А |
10 20 |
24,3 23,5 |
0,28 0,29 |
192 200 |
Песчано-глинистая смесь, влажность 4,5 % |
10 20 |
26,2 24,2 |
0,29 0,27 |
208 207 |
Таблица 4.14
Механические свойства отливок из чугуна
Способ получения отливки |
№ партии |
Стрела прогиба, мм |
Прочность на изгиб, кг/см2 |
Твердость HB, кг/мм2 |
ЛГМ |
1 |
4Д |
39 |
207 |
2 |
4Д |
43 |
207 |
|
3 |
4,6 |
44,26 |
217,3 |
|
Среднее |
4,26 |
42,26 |
210,3 |
|
Литье по извлекаемым |
1 |
4,6 |
44,3 |
217 |
Моделям в песчано- |
2 |
4,6 |
40,0 |
217 |
Глинистые сырые формы |
3 Среднее |
4,2 4,46 |
40,3 41,53 |
207 213,6 |
Таблица 4.15
Механические свойства стальных отливок
Марка стали и способ формовки
Механические характеристики |
Сталь ЮЛ |
Сталь 45Л |
Сталь У ЮЛ |
||||
ПГФ |
ЛГМ |
ПГФ |
ЛГМ |
ПГФ |
ЛГМ |
||
Твердость, кг/мм2 |
137 |
153 |
168 |
193 |
201 |
230 |
|
Ударная вязкость, кг • м/см2 |
8,0 |
7,0 |
6,5 |
4,5 |
1,5 |
1,2 |
|
Предел текучести Gs гс/мм2 |
33,5 |
40,5 |
47,0 |
48,5 |
49,5 |
52,0 |
|
Марка стали и способ формовки |
|||||||
Механические характеристики |
Сталь ЮЛ |
Сталь 45Л |
Сталь У ЮЛ |
||||
ПГФ |
ЛГМ |
ПГФ |
ЛГМ |
ПГФ |
ЛГМ |
||
Предел прочности ств, кгс/мм2 |
49,0 |
56,0 |
74,0 |
78,5 |
66,5 |
65,5 |
|
Удлинение 8, % |
18,5 |
16,5 |
17,0 |
17,0 |
15,0 |
10,0 |
|
Сужение у, % |
32,0 |
27,5 |
37,5 |
36,0 |
25,5 |
22,0 |
|
Примечания: 1. ПГФ — песчано-глинистая форма (извлекаемая модель), ЛГМ — песчано-глинистая форма (газифицируемая модель).
2. Термическая обработка: нормализация при 880 °С, последующий отпуск при 600 °С.
В табл. 4.16 приведены сравнительные показатели механических свойств отливок из сплавов на медной основе в зависимости от способа литья и материала формы, откуда следует, что отливки, полученные ЛГМ, значительно превосходят по механическим свойствам отливки, полученные по извлекаемым моделям, особенно по пластическим свойствам (независимо от материала формы). Это можно объяснить отсутствием окисления сплава при получении отливок ЛГМ в связи с восстановительной атмосферой в форме; при литье по извлекаемым моделям атмосфера в полости формы имеет явно выраженный окислительный характер.
В цветных сплавах причиной снижения механических свойств являются оксиды металлов, которые образуются в процессе заливки формы в результате взаимодействия струи жидкого металла с кислородом воздуха.
При ЛГМ продукты термодеструкции уже на стадии заливки образуют восстановительную атмосферу, что предохраняет цветные сплавы от окисления. Применение в качестве материала формы металлических песков при ЛГМ позволяет на 15-20 % улучшить механические свойства сплавов, в том числе плотность и герметичность, что является перспективным направлением в производстве отливок ЛГМ из медных сплавов.
Механические свойства отливок из медных сплавов
Таблица 4.16
Материал формы, способ литья |
Толщина стенки отливки, MM |
Прочность, кгс/мм2 |
Удлинение, % |
Твердость, HB, кгс/мм2 |
Плотность, г/см3 |
Бронза ОЦСНЗ-7-5-1 |
|||||
ЛГМ, дробь стальная ДСК-05 |
10 20 40 |
25.0 22.1 19,2 |
24,8 22,3 16,7 |
81 78 75 |
8,81 8,76 8,55 |
ЛГМ, песок кварцевый 1К02А |
10 20 40 |
24,1 19,6 17,5 |
20.7 18.8 14,6 |
76 72 74 |
8,56 8,54 8,49 |
ЛГМ, Песчано-глинистая |
10 20 40 |
22,2 20,4 18,1 |
18,4 19,1 14,7 |
67 65 58 |
8,50 8,53 8,40 |
Извлекаемая модель, песчано-глинистая |
10 |
18-20 |
8 |
60 |
— |
Бронза БрАМц9-2 |
|||||
ЛГМ, дробь стальная ДСК-05 |
10 20 40 |
54.2 52.3 50,8 |
26,6 25,7 24,5 |
117 144 112 |
7,78 7,76 7,15 |
ЛГМ, песок кварцевый 1К02А |
10 20 40 |
49,3 50,2 47,8 |
21,4 19,3 19,7 |
111 112 104 |
7,54 7,50 7,53 |
ЛГМ, песчано — глинистая |
10 20 40 |
50,7 47,5 49,2 |
24,3 21,1 20,3 |
112 108 103 |
7,57 7,49 7,52 |
Извлекаемая модель, песчано-глинистая |
10 |
40,0 |
20,0 |
80,0 |
— |
Латунь JIK-80
ЛГМ, дробь стальная |
10 |
46,0 |
32,2 |
117 |
8,32 |
ДСК-05 |
20 |
43,6 |
28,3 |
114 |
8,26 |
40 |
41,2 |
25,6 |
110 |
8,13 |
|
ЛГМ, песок кварце |
10 |
43,8 |
23,2 |
108 |
8,21 |
Вый 1К02А |
20 |
39,3 |
25,1 |
109 |
8,17 |
40 |
35,4 |
21,6 |
98 |
8,19 |
|
ЛГМ, песчано- |
10 |
38,5 |
24.3 |
101 |
8,23 |
Глинистая |
20 |
38,3 |
21,3 |
104 |
8,18 |
40 |
34,7 |
20,8 |
92 |
8,11 |
|
Извлекаемая модель, песчано-глинистая |
10 |
25,0 |
10,0 |
100 |
— |
Для изготовления литейной формы при ЛГМ используются как традиционные формовочные смеси (сырые песчано-глинистые, само — и холоднотвердеющие, жидкие самотвердеющие), так и несвязанные сухие сыпучие материалы (кварцевый песок, металлическая дробь). Технологический процесс изготовления литейной формы из формовочных смесей во многом подобен процессу формовки по извлекаемым моделям и отличается некоторыми технологическими приемами; это обусловлено применением неизвле — каемой, легко деформируемой и газифицируемой модели.
Изготовление литейной формы из несвязанных огнеупорных сыпучих материалов стало возможным только благодаря применению газифицируемой модели и является принципиально новым технологическим процессом формообразования.
После заливки формы металлом процесс взаимодействия продуктов термодеструкции получает свое дальнейшее развитие на границе металл—форма. Во время заливки формы металлом образующаяся жидкая фаза деструкции модели, перемещаясь с зеркала жидкого металла на границу металл—форма, продолжает дестру — гировать с выделением паро — и газообразной, а также твердой фаз (рис. 4.14).
Рис. 4.14. Фрагмент литейной формы: 1 — жидкая фаза; 2 — парогазовая фаза; 3 — углерод; 4 — конденсат;
5 — кварцевый песок; 6 — покрытие на модели
Углерод термодеструкции при заливке формы металлом адсорбируется на зернах кварцевого песка в близлежащих к отливке слоях формы. Паровая фаза, состоящая в основном из стирола, толуола и бензола, конденсируется в холодных слоях формы и по мере их нагрева тепловым потоком от отливки перемещается в более глубокие слои формы. Газообразная фаза, фильтруясь через поры песчаной формы, вытесняет воздух и частично удаляется за пределы формы в атмосферу цеха.
Выход газовой фазы
Направление снижения объема жидкой фазы в процессе ее деструкции
Жидкая фаза
Выход газовой фазы
Жидкая фаза
Рис. 4.15. Разложение жидкой фазы на границе металл—форма
На рис. 4.15 представлена схема процесса деструкции жидкой фазы на границе металл—форма и диффузия углерода в поверхностный слой отливки.
(4.26)
Процесс растворения углерода протекает в локальной области, его можно рассматривать как одномерную нестационарную диффузию:
Решение уравнения (4.26) при граничных условиях С(х, х)х= о = Сн; С(х, т)*-*» = Со
Имеет вид
Л
X
(4.27)
2л/5т,
C-C
?- = !-erf
Где С — исходная концентрация углерода в металле; Ch — концентрация предельного насыщения; т — время.
Уравнение (4.27) позволяет экспериментально определить коэффициент диффузии углерода в поверхностный слой отливки при ее кристаллизации и последующем охлаждении. Для стали IOJI было получено значение коэффициента диффузии углерода D = 16- Ю-6 см2/с [5].
В толстостенных отливках получает развитие капиллярный массоперенос углерода в жидкий металл при его кристаллизации, схема которого представлена на рис. 4.16.
X |
Vr — Кристалл УчХХ |
T L rtX WsJx Л-Гхх OrIKix Kx4 |
__Мсталл |
Рис. 4.16. Капиллярный массоперенос углерода в жидкий металл
В общем случае скорость движения расплава в капилляре определяется градиентом температур:
Где К = / (ам, г, ?, ц, Т) и зависит от поверхностного натяжения расплава ам, радиуса и длины капилляра г, ?, вязкости \х и температуры металла Т. Время капиллярного массопереноса ограничено скоростью кристаллизации металла, однако с повышением содержания углерода в сплаве температура начала его кристаллизации снижается, а интервал кристаллизации возрастает, что способствует увеличению времени протекания капиллярного массопереноса углерода и повышению его концентрации в металле при получении отливок из низкоуглеродистых марок стали.
Локальные процессы взаимодействия продуктов термодеструкции модели с поверхностными слоями отливки приводят к местному изменению структуры металла (сталь) или к формированию
Дефектов (чугун), однако основные процессы взаимодействия получают свое развитие после заполнения формы металлом по мере его кристаллизации и прогрева формы. К концу заливки формы отливка окружена адсорбированным в порах формы углеродом, концентрация которого максимальна на границе металл—форма. Поры формы заполнены газообразными продуктами термодеструкции. В ближайших к поверхности отливки слоях формы находится конденсат парообразной фазы термодеструкции модели. По мере прогрева формы конденсат испаряется и повторно конденсируется в более холодных слоях формы. Экспериментально установлено, что движение конденсата подчиняется закону квадратного корня (рис. 4.17) и может быть определено по формуле [18]
I = A^T9
Где для стали А = 25,5 См/мин~2 и для чугуна А = 22,5 См/мин~2 ¦
/, MM
О 3 6 9 12 15 18
X, мин
Рис. 4.17. Продвижение конденсата в форме по мере ее нагревания при заливке стали (/), чугуна (2) и алюминия (3)
На рис. 4.18 показано распределение конденсата в форме через 7 мин после заливки ее чугуном. Три пика на кривой соответствуют конденсации стирола (температура кипения 146 °С), толуола (110 0C) и бензола (80 °С).
ОД OO Г
0,050
0,025
0,075
О 50 100 150 200 250
/, мм
Рис. 4.18. Распределение конденсата в форме через 7 мин после ее заливки чугуном
На рис. 4.19, где представлены температурное поле и зона конденсации в форме после заливки стали при температуре 1550 0C спустя 4 мин, видно, что при достижении в зоне конденсации температуры кипения стирола и его производных (146 °С) начинается испарение конденсата и перемещение его в более холодные слои формы.
T
300
100
50
100
Рис. 4.19. Распределение температуры (T) и конденсата (С) в форме через 4 мин после ее заливки сталью
0,02 400
0,01- 200
150
0
/, мм
500
На рис. 4.20 показано распределение конденсата в форме через 7 мин после заливки алюминия, чугуна и стали.
/, MM
Рис. 4.20. Распределение конденсата через 7 мин после заливки формы алюминием (/), чугуном (2) и сталью (S)
После заливки металла в форме возникает высокий градиент температур между поверхностью отливки и формой. Газификация жидкой фазы на границе металл—форма изменяет состав газовой атмосферы в форме. Форма является капиллярно-пористым телом, в котором под действием градиента температур образуются термофильтрационные пары. Под действием градиентов температуры, давления и концентрации, которые изменяются во времени, в литейной форме протекают сложные процессы тепломассопереноса газо — и парообразных продуктов первичной и вторичной термодеструкции модели вынужденной и естественной конвекцией, капиллярным массопереносом и взаимной диффузией (рис. 4.21).
О
J
\
(C7H8)n (C6H6)n (C8H8)w
T
Dx
EI
Г\
С
Л
%
S
P о
C7Hs C76H86 CoHo
(f[_m DP_ Dx ‘ dx
U
Я»
О IU
О
И
Форма
О
X
T » T
OT H
Рис. 4.21. Схема тепломассопереноса в форме при кристаллизации и охлаждении отливки
Вынужденная конвекция имеет место только в первоначальный момент заливки формы металлом и непродолжительное время после заливки в результате разложения жидкой фазы на границе металл—форма. В этот период она подавляет все другие виды массопереноса. В дальнейшем под действием температурного градиента получает развитие конвективный массоперенос, в результате которого на границу металл—форма интенсивно поступает воздух, содержащий кислород, азот и в незначительных количествах пары воды. При наличии высокого содержания углерода в прилегающих к отливке слоях формы получают развитие реакции газификации углерода:
С + O2 СО2 +Q (AZ0 = -92 080 — 0,557) (4.28, а) 2С + O2 2С0 + Q (AZ0 = -52 900 — 43,017) (4.28, б) 2СО + O2 2С02 + Q (AZ0 = 135 260 + 41,97) (4.28, в)
Реакции полного горения углерода (4.28, а) и догорания СО (4.28, в) имеют место в окислительных условиях. Реакции неполного горения (4.28, б) и (4.28, г) получают свое развитие в восстановительной атмосфере при избытке углерода. Направление хода реакций определяет их термодинамический потенциал. Большое отрицательное значение AZ0 реакций (4.28, а) и (4.28, б) в области высоких температур указывает на большое сродство углерода к кислороду при образовании СО и CO2 и невозможность образования свободных С и O2 из CO2 и СО. Однако при температурах ниже 1000 0C становится возможным распад СО с образованием С и CO2 и невозможной диссоциация СО с выделением свободного кислорода (4.28, г).
Вторым источником газообразования является окислительная деструкция бензола, стирола и толуола, пары которых поступают за счет диффузии из зоны конденсации парообразной фазы в зону высоких температур. В зоне конденсации окислительная термоде — струкция невозможна в связи с низкой температурой на данном участке формы. Окислительная термодеструкция, наряду с ради- кально-цепными реакциями высокотемпературного пиролиза паровой фазы, приводит к появлению в газовой фазе атмосферы формы водорода, метана и этана. В табл. 4.10 дан состав газовой фазы на границе металл—форма через определенные промежутки времени после заливки формы сталью при температуре металла 1550 °С.
Таблица 4.10
Содержание газа (об. %) на границе металл—форма после заливки формы сталью при температуре 1550 0C
Составляющие газовой атмосферы |
Время после заливки, мин |
|||||
Од |
2 |
5 |
10 |
15 |
20 |
|
H2 |
42,0 |
57,8 |
51,7 |
47,1 |
27,8 |
41,0 |
O2 |
2,85 |
2,1 |
1,7 |
2,3 |
7,4 |
2,7 |
N2 |
12,1 |
10,1 |
11,4 |
17,9 |
42,0 |
31,0 |
СО |
39,5 |
28,1 |
31,8 |
29,3 |
18,3 |
21,5 |
CO2 |
1,29 |
0,6 |
0,5 |
0,6 |
0,9 |
1,2 |
CH4 |
2,05 |
0,8 |
2,1 |
2Д |
3,2 |
2,3 |
C2H4 |
0,81 |
0,3 |
0,8 |
0,6 |
0,4 |
0,3 |
Температура, 0C |
840 |
1105 |
1170 |
1060 |
970 |
880 |
Если не учитывать этан, парциальное давление которого составляет тысячные доли атмосферы, и азот, который в данных условиях не вступает в реакции, то окислительно-восстановительный потенциал газовой атмосферы в форме будет определяться следующим составом газа:
СО — CO2 — H2- CH4 — O2 (4.29)
Углеродный потенциал газовой атмосферы определяется уравнением
PcoA
Где Рсо, JpCo2′ jpCo4 и рщ— парциальное давление компонентов газовой атмосферы; Kp — суммарная константа равновесия реакций (4.28) и реакции диссоциации метана: С + CH4. Константа равновесия определяется по формуле
In К„ (4.31)
Ps RT
Для анализа диффузионных процессов углерода из газовой фазы в металл удобно использовать понятие термодинамической активности углерода; ее для газовой фазы можно определить по формуле
P2 P
Г CO1 CH4
ICO2 — rH2 P1
Результаты расчета по уравнению (4.32) представлены в виде графика на рис. 4.22, в.
T,0 с 1200
1000 800
0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20
N= Ox
О
(U CQ
Гм
О
U
О
S U
°’8 1 I
0,4 I I
0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20
0 2 4 6
10 12 14 16 18 20
Т, мин
5 |
|||
JS |
|||
3 аз |
5″ |
5 Ы |
7 |
Ч о |
S |
«о |
9 |
О Ц |
S |
||
О S |
О С |
Сз |
И |
13 |
Рис. 4.22. Кинетика состава газовой атмосферы в форме после заливки: а) температура на границе металл—форма; б) состав газовой атмосферы; в) активность углерода в газовой фазе и металле; г) изменение кислородного потенциала
Кислородный потенциал Tc0 определяется по парциальному давлению его в газовой фазе:
Tio = RTinPoi.
Результаты расчета кислородного потенциала по уравнению (4.33) и данным табл. 4.10 представлены на рис. 4.22, г.
На этом же рисунке приведена зависимость отношения Pc0IPc0i
От времени, которая характеризует направление реакции (4.28, г) и окислительно-восстановительные свойства газовой фазы.
Формирование газовой фазы на границе металл—форма при кристаллизации и охлаждении отливки происходит в результате: окислительно-восстановительных реакций, обусловленных наличием продуктов термической деструкции пенополистирола в виде твердой, паровой и жидкой фаз, расположенных в близлежащих к отливке слоях формы; конвективного массопереноса газообразных продуктов и воздуха, возникающего из-за высокого температурного градиента между отливкой и формой; диффузионного массопереноса парообразных продуктов под действием концентрационного градиента. При получении отливок из углеродистых сплавов формирование их поверхности в процессе кристаллизации и охлаждения зависит от термодинамического потенциала углерода в сплаве, который определяется уравнением [10]
Xrvac
Где Nc — мольная доля углерода в сплаве; T — температура сплава, К.
(4.33)
На рис. 4.22, в приведены графики изменения термодинамической активности углерода в сталях 45JI и ЮЛ, рассчитанных по уравнению (4.34). Из графиков, приведенных на рис. 4.22, в и 4.22, г, следует, что в начале процесса охлаждения отливки происходит интенсивный рост термодинамической активности углерода в газовой фазе, величина которого значительно превосходит активность углерода в сталях 45JI и ЮЛ. В результате происходят поверхностное науглероживание отливок и, как следствие, рост приращения углерода Cnp в сплавах, однако уже через 8 мин имеют место резкое падение активности углерода в газовой фазе и рост кислородного потенциала щ, что приводит к процессу обезуглероживания поверхности отливки из стали 45JL Активность углерода в сплаве IOJI остается ниже активности углерода в газовой фазе, поэтому в данном случае возможны процессы как обезуглероживания, так и науглероживания, что зависит от температуры (толщины стенки отливки). Начиная с 12 мин происходит незначительный рост активности углерода в газовой фазе, что приводит к повторному процессу науглероживания поверхностного слоя отливок, однако он будет постепенно затухать по мере снижения температуры на границе металл—форма. Тонкостенные стальные отливки с содержанием углерода более 0,3 % будут иметь обезугле — роженный поверхностный слой (рис. 4.23, а) и переходную перлитную зону с повышенным содержанием углерода (до 0,8 %).
Рис. 4.23. Структура поверхностного слоя отливки из стали ЗОЛ при толщине стенки: а) 10 мм; б) 20 мм
При толщине стенки отливки более 10 мм второй этап роста активности углерода в газовой фазе при сохранении высокой температуры на границе металл—форма приведет к вторичному науглероживанию обезуглероженного слоя и дальнейшему росту содержания углерода в поверхностном слое отливки (рост Cn) (рис. 4.23, б).
Сталь с содержанием менее 0,3 % углерода может иметь обез — углероженный слой только в тонких сечениях отливки. Так как фасонные стальные отливки имеют стенки различной толщины и процесс их охлаждения неодинаков, то и степень науглероживания их будет различна. На процесс поверхностного науглероживания отливок из стали существенное влияние оказывают технологические параметры процесса литья. Повышение газопроницаемости формы, увеличение скорости заливки металлом, повышение его температуры непосредственно влияют на интенсивность массопереноса и формирование окислительно-восстановительного потенциала атмосферы в форме (рис. 4.6-4.9 — с индексом П).
Устранение или уменьшение зоны поверхностного науглероживания может осуществляться двумя способами: изменением термодинамического потенциала углерода в газовой фазе или термической обработкой отливки. В первом случае в противопригарное покрытие вводятся компоненты, которые при заливке формы металлом диссоциируют с образованием углекислого газа и кислорода и связывают углерод, уменьшая таким образом углеродный потенциал газовой атмосферы в форме. В качестве таких компонентов рекомендуются CaCO3 и смесь, состоящая из 50 % MgCO3 и 50 % маршалита [22]. Изменение термодинамического потенциала углерода и кислорода газовой атмосферы в форме возможно за счет непосредственного воздействия путем подачи в форму воздуха или CO2 после ее заливки металлом для окисления углерода термодеструкции в прилегающих к отливке слоях формы и удаления из нее продуктов реакции:
Однако необходимо управлять процессом окисления углерода таким образом, чтобы не допустить обезуглероживания поверхности отливки. Заливка металла в вакуумируемые формы при ЛГМ значительно уменьшает как поверхностное, так и объемное науглероживание отливок из углеродистых сталей, а также растворимость в них водорода.
Во втором случае устранение поверхностного науглероживания отливок достигается диффузионным отжигом 1-го рода, при котором стальные отливки нагреваются до температуры 1000-1100 0C с последующим медленным охлаждением их совместно с печью.
Следует заметить, что поверхностное науглероживание имеет существенное значение только для тонкостенных мелких отливок. При получении крупных отливок массой более 500 кг эта проблема не возникает, т. к. при нормализации поверхностное науглероживание практически устраняется.
При заливке чугуна формирование газовой фазы в форме и ее взаимодействие с отливкой происходят иначе, чем при заливке стали. Высокая термодинамическая активность углерода в чугуне практически предотвращает диффузию как первичного, так и вторичного углерода, выделяющегося из газовой фазы в процессе охлаждения отливки. Более низкий градиент температур в форме изменяет картину массопереноса.
Таблица 4.11
Содержание газа (об. %) на границе металл—форма после заливки формы чугуном при температуре 1350 0C
Состав газовой фазы в форме на границе металл—форма |
Время после заливки, мин |
||
Од |
5,0 |
20,0 |
|
H2 |
47,97 |
43,32 |
28,21 |
N2 |
11,01 |
11,19 |
20,35 |
O2 |
2,29 |
1,72 |
2,42 |
СО |
23,89 |
31,69 |
37,47 |
CO2 |
4,42 |
4,16 |
5,05 |
CH4 |
5,12 |
5,61 |
4,74 |
C2H4 |
5,36 |
3,20 |
1,75 |
Температура, 0C |
640 |
1095 |
870 |
В составе газовой фазы (табл. 4.11) увеличено содержание этана, метана и водорода — продуктов вторичной термодеструкции сконденсированной фазы. Отсутствие процесса диффузии углерода первичной термодеструкции в поверхностные слои отливки на границе металл—форма, постоянное выделение углерода вторичной термодеструкции приводят к избытку свободного углерода на границе металл—форма. При температуре в указанной зоне выше 900 0C на границе металл—форма происходит конденсирование углерода с образованием пироуглерода, который формируется слоями параллельно подложке. Он обладает большой анизотропностью свойств вдоль осей С и А. По мере увеличения толщины пленки пироуглерода происходит падение температуры его по двум причинам: снижение температуры металла за счет теплоаккумуля — ции тепла формой и теплового сопротивления самого пироуглерода в связи с низким коэффициентом теплопроводности его в направлении, перпендикулярном поверхности отливки (ось С). При достижении определенной толщины пленки пироуглерода температура его поверхности, противоположной поверхности отливки, становится ниже 900 °С. Это приводит к накоплению на поверхности пироуглерода атомарного углерода, который выделяется из газовой фазы, и образованию рыхлого сажеобразного аморфного углерода.
Продукты термической деструкции модели, образующиеся как на стадии заливки формы металлом, так и в период кристаллизации и охлаждения отливки, являются причиной не только структурных изменений в поверхностном слое отливки, но и формирования поверхностных дефектов на отливке. Особенно подвержена дефектообразованию поверхность чугунных отливок, что объясняется наличием высокого содержания жидкой фазы в продуктах термодеструкции модели. Характерными дефектами поверхности чугунных отливок являются волнистость, углеродистые раковины, выпот, металлические плены и газовые раковины.
Волнистость — вид дефекта (рис. 4.24, а), который характерен для боковых и верхних поверхностей отливки. Он образуется в результате стекания жидкой фазы на границу металл—форма и дальнейшей ее термодеструкции; при этом тонкие плены пироуглерода обладают высокой адгезией к металлу. Пироуглерод при температуре кристаллизации чугуна обладает высокой прочностью. Так, при 1400 0C его предел прочности при сжатии вдоль оси А составляет 700 кг/см2, а коэффициент расширения 0,31 • IO»6 1/град. В то же время чугун при 1100 0C имеет прочность около 4,6 кг/см2 и коэффициент расширения 3,5 • IO 6 1/град. В результате совместного охлаждения прочно связанной системы пироуглерод—металл возникают напряжения сжатия в пленке пироуглерода и растяжения в поверхностной закристаллизовавшейся корочке металла, сжатие которой происходит за счет образования волны. Волнистость является характерным дефектом тонкостенных чугунных отливок, в том числе и при литье по удаляемым моделям при наличии в песчано-глинистой смеси молотого угля.
Выпот (рис. 4.24, б) — дефект, характерный для боковых поверхностей толстостенных отливок. Он представляет собой скопление на поверхности отливки металлических капель застывшей легкоплавкой эвтектики, которая появляется при обратной ликвации металла во время кристаллизации отливки.
Выпот находится, как правило, в неглубокой раковине, покрытой пленами блестящего пироуглерода, сверху которого находится аморфный сажистый углерод. Природа его образования такая же, как и у волнистости: она основана на совместной деформации пироуглерода и прилегающего к нему слоя закристаллизовавшегося металла при получении толстостенных отливок (более 30 мм). При формации поверхностного слоя металла из-за его низкой прочности происходит разрыв тонкой корочки металла, и в образовавшуюся щель поступает наиболее подвижная, обогащенная фосфором железоуглеродистая жидкая фаза — ликвад, который и затвердевает на поверхности отливки в виде плен или капель.
Рис. 4.24. Дефекты на поверхности чугунной отливки: а) волнистость; б) выпот и металлические плены; в) углеродистая раковина (см. также с. 185)
Рис. 4.25. Газовая раковина в верхней части чугунной отливки
Углеродистые раковины, заполненные сажистым углеродом (рис. 4.24, в), — вид дефекта, чаще встречающийся на верхних поверхностях отливки, реже — на боковых. Нижняя часть таких раковин покрыта пленами блестящего углерода. Данный вид дефекта образуется в результате значительного скопления в верхней части отливки жидкой фазы при высокой скорости заливки формы металлом. Раковины достигают иногда значительных размеров (глубина до 5 мм и более), что приводит к окончательному браку.
Газовые раковины (рис. 4.25) образуются в результате захвата металлом жидкой фазы термодеструкции модели, которая затем продолжает дестругировать в замкнутом объеме приповерхностного слоя отливки. Они образуются, как правило, в верхней части отливки в результате быстрой заливки формы.
Рис. 4.24. Окончание
Количество и вид поверхностных дефектов на чугунных отливках зависят от скорости подъема металла в полости формы (рис. 4.26), температуры заливки металла и толщины стенки отливки (рис. 4.27).
VMe, см/с
Рис. 4.26. Зависимость количества дефектов на поверхности чугунной отливки от скорости подъема металла в полости формы
% поверх.
1200 1250 1300 1350 1400 1450 1500 1550
Рис. 4.27. Количество дефектов на поверхности чугунной отливки при толщине стенки: а) 10 мм; б) 20 мм; в) 40 мм: 1, 2 и 3 — чистая, волнистая и дефектная поверхности при применении противопригарного покрытия на модели; la-R 2а — чистая и дефектная поверхности без покрытия модели (см. также с. 187)
% поверх.
1200 1250 1300 1350 1400 1450 1500 1550
В
% поверх. 125 г
100 —
75 —
50 —
25 —
0 —
1200 1250 1300 1350 1400 1450 1500 1550
Рис. 4.27. Окончание
О 10 20 30 40 50 60 Толщина стенки отливки, мм
Рис. 4.28. Зависимость оптимальных скоростей подъема металла в полости формы от толщины стенки отливок из чугуна и стали: 1 — сталь; 2 — чугун
На рис. 4.28 даны оптимальные скорости подъема металла в полости формы в зависимости от толщины стенки отливки, обеспечивающие наилучшее качество ее поверхности [20].
При получении отливок из стали из-за высокой активности углерода в металле образования дефектов, характерных для чугунного литья, не происходит. Однако для стальных отливок характерны локальные зоны повышенной науглероженности, вплоть до образования цементита. Характерными дефектами стальных отливок являются подкорковые газовые раковины (рис. 4.29), которые могут быть закрыты с поверхности тонким слоем металла.
Подкорковые газовые раковины могут поражать любую поверхность отливки, но наибольшее количество их расположено на верхней (по положению отливки в форме) поверхности. Механизм образования указанных дефектов связан с жидкой фазой термодеструкции модели. Капли жидкой фазы перемещаются с поверхности зеркала металла на границу металл—форма, однако значительная ее часть прижимается к верхней части формы или накрывается расплавом в нижней ее части в начале поступления жидкого металла в форму, до того как образуется сплошной поток подъема металла в форме. Так как скорость газификации жидкой фазы
Рис. 4.29. Поверхностные дефекты стальных отливок с толщиной стенки 20 мм при расчетной скорости заливки: а) 2-4 см/с; б) 8 см/с; в) 12 см/с; г) 16 см/с; д) 24 см/с
VJVn, %
16 24
Vp, см/с
20 —
10
16
24
Vp, см/с
А SnZS0, % 30
Рис. 4.30. Зависимость поверхностных (а) и объемных (б) дефектов на стальных отливках от скорости заливки при толщине стенок: 1 —10 мм; 2 — 20 мм; 3 — 40 мм (5пи Vn — площадь поверхности и объем отливки, пораженные дефектами; S0H V0 — общая площадь и общий объем отливки)
На порядок ниже скорости термодеструкции модели до газообразного состава продуктов и скорости заливки формы металлом, термодеструкция жидкой фазы может продолжаться и после окончания заливки. По мере термодеструкции жидкой фазы происходит выделение атомарного углерода, который, растворяясь в металле, снижает температуру кристаллизации сплава и увеличивает его жидкотекучесть. Расчеты показывают, что при температуре заливки среднеуглеродистых сталей (ЗОЛ, 45Л) 1500-1550 0C содержание углерода в прилегающем к жидкой фазе слое металла может превысить 4,0 %, что снизит температуру начала кристаллизации на 200-250 °С. В результате при полном затвердевании основной массы металла в зоне термодеструкции жидкой фазы металл будет находиться в жидком состоянии, и под действием газового давления в этой зоне будут формироваться газовые раковины закрытого (при малых объемах жидкой фазы) или открытого (при больших накоплениях жидкой фазы на границе металл—форма) типа. На образование газовых раковин существенное влияние оказывают плотность пенополистирола, скорость заливки формы металлом и толщина стенки отливки (рис. 4.30) [5].
При получении отливок из сплавов на медной основе жидкая фаза термодеструкции модели смачивает поверхность расплавленного металла и равномерно растекается по всей границе металл— форма, образуя защитную парогазовую прослойку с восстановительными свойствами газовой среды, что способствует предотвращению окисления металла как в процессе его заливки, так и при последующей кристаллизации и охлаждении отливки. Установлено, что, несмотря на хорошую растворимость водорода в сплавах на медной основе, газонасыщенность отливок при оптимальных скоростях заливки формы не превосходит газонасыщенности отливок при их получении в песчано-глинистых формах по извлекаемым моделям. Если температура заливки бронзы БрОЦСН 3-7-5-1 равна 1200 0C, а толщина стенки находится в пределах 10-40 мм, максимальная растворимость водорода составляет 1,74— 2,18 см3/100г (в контрольных отливках, полученных по извлекаемым моделям, 0,94—1,15 см/100 г). Аналогичные результаты были получены при изготовлении отливок из бронзы БрАМц 9-2 и латуни ЛК80-30Л.
Рис. 4.31. Газовая раковина, образовавшаяся в результате захвата части жидкой фазы термодеструкции модели жидким металлом
При производстве отливок из алюминиевых сплавов основной составляющей продуктов термодеструкции модели является жидкая фаза, которая смачивает расплав, равномерно распределяясь по поверхности отливки, не образуя поверхностных дефектов. Незначительное количество газовой фазы имеет явно выраженные восстановительные свойства, которые предохраняют сплавы на основе алюминия от окисления при их заливке в форму, последующей кристаллизации, а также при охлаждении отливки. Однако при скорости заливки, превышающей оптимальную, в режиме охвата модели возможны захват металлом части жидкой фазы и образование крупных внутренних газовых раковин (рис. 4.31). При низкой температуре заливки, без учета потерь тепла на тер — модесгрукцию модели, могут образовываться спаи (4.32). He — раскисленный и холодный металл приводит к образованию газовой пористости (рис. 4.33), недоливам и другим дефектам, характерным при заливке формы холодным металлом.
Рис. 4.32. Дефекты отливки из алюминиевого сплава: 1 — газовая пористость; 2 — металл; 3 — спай
1 2
Рис. 4.33. Пористость металла отливки из алюминиевого сплава: 1 — газовые поры; 2 — металл
Наиболее активными компонентами газовой фазы термодеструкции пенополистирола в процессе заливки формы металлом являются углерод и водород. Углерод образуется в результате радикально-цепных реакций бензола, ацетилена и метана. Установлено [7], что углерод в газовой фазе может состоять в виде атомов и многоатомных частиц, причем с возрастанием числа атомов в частице углерода энергия отрыва связи их возрастает, т. е. диссоциация их затруднена. В условиях литейной формы при ЛГМ в газовой фазе содержится углерод в атомарном виде, однако с повышением температуры заливаемого металла увеличивается количество трехатомных частиц. В общем случае переход атомарного углерода из газовой фазы в раствор жидкого металла имеет три стадии:
• образование атомарного углерода в газовой фазе в результате
Термической деструкции полистирола;
• адсорбция углерода на поверхности расплава (если молекулярный углерод, то диссоциация его на поверхности металла);
• диффузия атомарного углерода в расплав.
В зависимости от скорости этих процессов лимитирующим звеном может быть каждая из вышеуказанных стадий перехода углерода в жидкий металл.
(4.13)
Скорость выделения углерода при термической деструкции полистирола можно описать уравнением химической реакции первого порядка:
(4.12)
Где Go — максимальное количество выделившегося углерода при данной температуре; Gx — текущее значение весовой концентрации углерода в газовой фазе; К — константа скорости реакции, которая определяется по формуле
E
С учетом (4.13) уравнение (4.12) можно записать так:
DG
Х
(4.14)
Dx
DGx dx
Энергия активации е = 22,3, а коэффициент А = 230 [10], поэтому уравнение (4.14) примет окончательный вид:
22 300
После интегрирования уравнения (4.15) количество выделившегося углерода в зависимости от времени протекания реакции определяется по формуле
/
22 300 >
RT,
-23 Oe
1-ехр
(4.16)
Gx=Go
Анализ уравнений (4.15) и (4.16) показывает, что выделение углерода при термодеструкции пенополистирола идет с высокой скоростью. Коэффициент диффузии углерода в железоуглеродистых сплавах определяется по уравнению [9]
70 RT
(4.17)
Из анализа уравнений (4.17) и (4.15) следует, что константа скорости образования углерода при термодеструкции полистирола на порядок выше скорости его диффузии и, следовательно, стадия выделения углерода из газовой фазы не является лимитирующим звеном растворения углерода в жидком металле.
(4.18)
Скорость перехода углерода из газовой фазы на поверхность расплава описывается суммарным процессом адсорбции углерода и десорбции его с поверхности сплава:
Где К\ и K2 — константы адсорбции и десорбции; 0 — поверхность раздела системы металл—газ, занятая атомарным углеродом.
Если предположить, что скорости адсорбции и десорбции равны, то
В = ——, (4.19 ,а)
Где X = —!—- коэффициент адсорбции или
K2
Z?
X = AeRT, (4.19,6)
Где Q — теплота адсорбции.
В сплавах железо-углерод на процессы адсорбции углерода оказывают сильное влияние поверхностно-активные элементы, такие как кислород, сера, фосфор и азот, которые уменьшают свободную поверхность расплава, снижая тем самым скорость адсорбции углерода.
При ЛГМ в газовой фазе практически отсутствует свободный кислород, количество азота ограниченно, поэтому на адсорбцию углерода могут оказывать влияние в основном растворенные в сплаве поверхностно-активные элементы.
Учитывая высокую скорость выделения атомарного углерода в процессе термической деструкции, можно считать, что адсорбционная стадия не будет являться лимитирующим звеном в процессе растворения углерода [10].
Процесс растворения углерода термодеструкции в металле следует рассматривать как молекулярную диффузию атомарного углерода с поверхности металла в процессе его заливки в форму и последующего выравнивания концентрации углерода по объему кристаллизующего расплава за счет развития конвективного теп — ломассопереноса. Скорость растворения углерода в железоуглеродистом сплаве подчиняется первому закону Фика и определяется уравнением [14]
Ах
Где fi — коэффициент массопереноса (в данном случае коэффициент молекулярной диффузии углерода в жидкий металл); F — поверхность раздела металл—зазор; Cn — предельная растворимость углерода в металле; Cx — содержание углерода в металле к моменту х; G — объем металла.
(4.21)
Количество углерода, перешедшего в металл за время его заливки в форму, можно определить, если проинтегрировать уравнение (4.20) при начальных условиях х = 0, С = C0, где C0 — исходная концентрация углерода в металле:
-IoVi
Ct=Cn-(Cn-C0)e
Предельное насыщение металла углеродом зависит от температуры расплава и термодинамической активности углерода, которая зависит от наличия примесей в железоуглеродистом сплаве, и может быть определено по уравнению [10]
-3′
%С = 3,61 + 1,07(10 3 7) — [8,06 — 4,96(1 O j7)]Si + 0,08Мп —
— 0,02P — [5,68 — З,56(10~37)] S. (4.22)
В табл. 4.8 представлены расчетные данные о предельной растворимости углерода в различных железоуглеродистых сплавах, из которых следует, что с повышением содержания кремния и углерода в исходном сплаве предельная растворимость углерода в жидком металле уменьшается.
Таблица 4.8
Предельная растворимость углерода
Марка сплава
Сталь 10JI Сталь 45JI Сталь У ЮЛ Чугун СЧ 21-40
Содержание основных элементов, вес. %
Cn |
Si |
Mn |
P |
S |
5,19 |
0,30 |
0,45 |
0,025 |
0,02 |
5,16 |
0,37 |
0,55 |
0,034 |
0,025 |
5,19 |
0,27 |
0,30 |
0,021 |
0,018 |
4,04 |
2,18 |
0,73 |
0,07 |
0,031 |
(4.23)
Коэффициент массопереноса определяется по уравнению [16]
Уел
Ц = Но exP
Где E — энергия активации, величина которой в значительной степени зависит от исходного содержания кремния и углерода в сплаве
И изменяется в пределах 12-20 ккал/моль; R — газовая постоянная; T — абсолютная температура, К; цо — коэффициент массоперено — са при определенной температуре, г/(см2 • ч) , может быть рассчитан по уравнению [16]:
Ii0=IO»1 {22,6 ¦ (IO-3T) — [4,15 • (I(T3T)-5,3l]Si — — 0,27Мп + 1,04Р} — [60,6 -36,9 • (10~37)]S — 30,32}. (4.24)
Результаты расчета растворимости углерода по уравнению (4.21) с учетом уравнения (4.24) и данных табл. 4.8 для образцов отливок размером 20 х 80 х 200 мм и массой 2400 г приведены в табл. 4.9.
Таблица 4.9
Объемное науглероживание железоуглеродистых сплавов
Марка сплава |
Коэффициент массопе — реноса |
Время заливки, с |
Температура заливки, 0C |
Содержание углерода |
||
Исходное |
При ЛГМ |
Расчетное при ЛГМ |
||||
Сталь ЮЛ |
1,028 |
5,04 |
1550 |
0,12 |
0,19 |
0,21 |
Сталь 45Л |
1,012 |
5,04 |
1550 |
0,44 |
0,51 |
0,46 |
Сталь У10К |
1,037 |
5,04 |
1550 |
0,98 |
1,02 |
1,02 |
Чугун СЧ 21-40 |
0,310 |
10,08 |
1350 |
3,08 |
3,09 |
3,09 |
На рис. 4.6 представлены расчетные и экспериментальные данные поверхностного и объемного приращений углерода в отливках в зависимости от исходного содержания его в сплаве.
Установлено [5, 8], что технологические параметры ЛГМ существенно влияют на растворимость углерода в жидком металле. Повышение температуры металла при заливке его в форму увеличивает количество растворимого углерода в отливке (рис. 4.7, а), увеличение площади взаимодействия жидкого металла с моделью из пенополистирола приводит к росту объемного науглероживания (рис. 4.7, б).
3,0 3,5
С °/п
П — теоретическая П — экспериментальная
0,5
О — теоретическая
. О — экспериментальная
1,0
1,5 2,0
2,5
ИСХ 5 /0
Рис. 4.6. Изменение поверхностного (П) и объемного (О) приращений углерода в зависимости от его исходного содержания в металле
Повышение газопроницаемости формы снижает парциальное давление углерода в газовой фазе, что снижает объемное науглероживание расплава (рис. 4.7, в), и наоборот, увеличение скорости заливки формы металлом, плотности модели увеличивает парциальное давление углерода в газовой фазе и соответственно количество растворимого углерода в отливке (рис. 4.8 и 4.9).
Т,°С
1500
1550 1600
А
АС, % 0,10
0,06 0,02
Рис. 4.7. Изменение поверхностного (П) и объемного (О) приращений углерода в отливках из стали 45JI в зависимости: а) от температуры заливки; б) от толщины стенки отливки; в) от газопроницаемости формы (см. также с. 162)
AC, % 0,10
50 300 500 Гф, ед.
Рис. 4.7. Окончание
0,02
0,06 ¦
0,10
АС, %
11
2 3 4 6 8 9
12
16
24
Vp, см/с
Рис. 4.8. Изменение поверхностного (П) и объемного (О) содержания углерода в отливках из стали 45 JI в зависимости от расчетной скорости подъема металла в полости формы
Применение специального литейного пенополистирола ПСВ-Л с повышенной скоростью газификации снижает объемное науглероживание железоуглеродистых сплавов. Приведенные экспериментальные данные полностью соответствуют теоретическим представлениям о растворимости углерода в жидких железоуглеродистых сплавах [11, 12].
AC, % 0,18
0,020
0,030
0,040 Ум, r/м
Рис. 4.9. Изменение поверхностного (П) и объемного (О) приращения углерода в отливках из стали 45JI в зависимости от плотности модели
В газообразных продуктах термической деструкции пенополистирола при заливке формы металлом с температурой 1300-1550 0C содержится до 6-8 % водорода и до 27-37 % азота. Такое значительное количество азота объясняется наличием его в порах пенополистирола, где он диффундирует в составе воздуха в гранулы при их активации после вспенивания. Кислород взаимодействует с продуктами термической деструкции как активный окислитель, и поэтому в свободном виде в-газовой атмосфере он отсутствует. Азот находится в молекулярном состоянии N2, в то время как водород в газовой фазе в зазоре 8 может быть как в атомарном, так и в молекулярном виде.
В полости формы, полученной по извлекаемым моделям, при заливке ее металлом находится воздух, в составе которого 75,5 масс. % азота и 23,2 масс. % кислорода. Водород в период заливки формы металлом может содержаться в незначительном количестве в результате диссоциации воды или при термической деструкции связующих компонентов, входящих в состав формовочной смеси или стержней. Существенное различие в составе газовой атмосферы при литье по газифицируемым и извлекаемым моделям в полости литейной формы при ее заливке металлом значительно влияет на кинетику взаимодействия газов с расплавом. Газовое давление в форме при литье по газифицируемым моделям не превышает 0,002 МПа, и только при получении крупных отливок массой более 1000 кг давление в зазоре 8 может достигать 0,027-0,038 МПа.
При таких давлениях растворимость двухатомных газов в жидком металле подчиняется закону Сивертса [12]
Где Pn — парциальное давление газа; К — постоянная, практически не зависимая от парциального давления.
Процесс растворимости газа в жидких металлах проходит те же стадии, что и процесс растворимости углерода: диффузия молекул газа к границе металл—газ, адсорбция газа на поверхности металла, диссоциация молекул газа на атомы и переход из адсорбированного состояния в абсорбированное.
В реальных растворах, которыми являются железоуглеродистые сплавы, на растворимость газов значительное влияние оказывают посторонние примеси. Поэтому растворимость газов рассматривают с позиций термодинамической активности их, используя теорию регулярных и разбавленных растворов [12, 14]. Азот и водород образуют в железоуглеродистых сплавах растворы внедрения, т. к. отношение их атомных радиусов к атомному радиусу железа менее 0,59. Азот не является поверхностно — активным веществом, поэтому присутствие в металле поверхностно-активных элементов, таких как кислород, сера, может значительно уменьшить его растворимость. Азот характеризуется низкой диффузионной подвижностью атомов в растворе железа, что обусловлено силами его химического взаимодействия с компонентами сплава; в результате этого могут выделяться нитрид — ные фазы. Предельная растворимость азота в y-Fe может быть определена по уравнению
В зависимости от сил химической связи между атомами N-R, где R — металл, растворимость азота может увеличиваться или уменьшаться. Так, Mn, Cr, V образуют прочные связи N-R, увеличивают растворимость азота, в то время как связь В, С, P и Si с азотом значительно слабее, чем с N-Fe, и они уменьшают растворимость N в y-Fe сплавах. Элементы, образующие растворы внедрения в железоуглеродистых сплавах, также уменьшают растворимость азота. Коэффициент диффузии азота при малых концен- грациях посторонних примесей мало зависит от концентрации азота в газовой фазе и является величиной постоянной [10].
В отличие от азота водород обладает высокой диффузионной подвижностью атомов. Так, при 1600 0C для водорода Dh = = 3,51 • IO-3 см2/с, в то время как для азота Dn = 5,5-3,78 • IO»3 см2/с, а для кислорода D0 = 1,22 • IO-4 см2/с, что объясняется значительно меньшим радиусом атома водорода и его слабым химическим взаимодействием с примесями в железоуглеродистых сплавах. При температурах 1535-2000 0C и атмосферном давлении предельная растворимость водорода в железе определяется уравнением [15]
Углерод и кремний уменьшают растворимость водорода в железе, т. к. они заполняют дырки в а-зоне железа, уменьшая тем самым абсорбцию металлом водорода. Сера и фосфор незначительно влияют на растворимость водорода, марганец и хром несколько увеличивают его растворимость в железе, а медь не оказывает практически никакого влияния. При рассмотрении кинетики растворения водорода в сплавах железа при низкой концентрации примесей для отливок с толщиной стенок до 60 мм необходимо учитывать значительное снижение коэффициента диффузии водорода с увеличением в сплаве содержания углерода [10]:
Где Dh = 7,8 • 10^ • exp(-2400/RT), см2/с.
Таким образом, растворимость азота и водорода в железоуглеродистых сплавах при ЛГМ должна увеличиваться по сравнению с производством отливок по извлекаемым моделям, т. к. парциальное давление водорода значительно выше в полости формы, а отсутствие кислорода в газовой фазе способствует адсорбции N2 и H2 на поверхности расплава. С другой стороны, наличие адсорбированного углерода повышенной концентрации в поверхностном слое расплавленного металла в зоне его взаимодействия с газовой фазой уменьшает растворимость газов.
При ЛГМ технологические параметры оказывают значительное влияние на процесс растворения газов в жидком металле, т. к. они изменяют термодинамические параметры самого процесса.
На рис. 4.10-4.13 приведены усредненные данные многочисленных экспериментальных исследований содержания газов в отливках из железоуглеродистых сплавов в зависимости от технологических параметров формы при температурах заливки металла 1350 0C (чугун) и 1560 0C (сталь). На рис. 4.10 видно, что содержание азота и водорода несколько выше в отливках при ЛГМ, чем в контрольных, полученных по извлекаемым моделям в сырых песчано-глинистых формах. Содержание кислорода в обоих случаях остается практически на одном и том же уровне. Увеличение газопроницаемости формы при ЛГМ уменьшает количество азота. Количество водорода с увеличением толщины стенки отливки возрастает. Повышение содержания азота в отливках из чугуна по сравнению с контрольной объясняется отсутствием кислорода в газовой атмосфере в полости литейной формы, что увеличивает адсорбцию азота на поверхности металла и приводит к увеличению его растворимости [17]. Увеличение газопроницаемости формы снижает общее и парциальное давление газов в полости формы, что в соответствии с законом Сивертса снижает их растворимость в металле. Повышение количества водорода в отливках с толщиной стенки 40 мм можно объяснить увеличением числа Re и, следовательно, увеличением доли конвективного массопереноса в общем процессе растворения водорода в металле.
40 мм
Рис. 4.10. Растворимость N2, H2, O2 в чугуне в зависимости от газопроницаемости формы и толщины стенки отливки: 1 — контрольный образец, 2 — газифицируемая модель
200 300 К, см4/(г • мин)
[N], % 0,004
0,0004 —
1,6 см/с
6,0
0,002
О — [Н], % .
0,0006 —
1,6 6,0
-1,6
0,0002 I — [О], % 0,01
200
400
К, см4/(г • мин)
6,0 см/с
0
Рис. 4.11. Растворимость N2, H2, O2 в стали ЗОЛ в зависимости от газопроницаемости формы при скорости подъема металла в полости формы 1,6 и 6,0 см/с: 1 — контрольный образец; 2 — газифицируемая модель с покрытием; 3 — газифицируемая модель без покрытия
Растворимость H2, N2 и O2 в стали ЗОЛ в зависимости от газопроницаемости формы и наличия противопригарного покрытия представлена на рис. 4.11, где видно, что растворимость азота с ростом газопроницаемости снижается до уровня контрольной отливки.
Как и следовало ожидать, применение противопригарного покрытия повышает растворимость азота в металле. Значительно снижается растворимость водорода по сравнению с контрольной отливкой, что связано с наличием повышенной концентрации углерода в головной части потока металла. Отсутствие кислорода в газовой атмосфере практически не изменяет его содержание в опытной отливке. С увеличением скорости подъема металла в полости литейной формы уменьшается количество растворенных газов в отливках, т. к. сокращается время взаимодействия газовой атмосферы с расплавом. Однако применение противопригарных покрытий на модели приводит к росту парциального давления газов в полости литейной формы и повышению растворимости водорода (рис. 4.12).
При высокой газопроницаемости формы с увеличением скорости заливки ее металлом повышается растворимость кислорода и водорода и снижается растворимость азота в отливке, что объясняется возрастающей долей конвективного массопереноса в общем процессе диффузионного растворения газов (рис. 4.13).
3-Х—х;
J—I_______ I__ I__ I I
H
2