/
Tags: цветные металлы в целом
Text
ПЛАВКА И ЛИТЬЕ
ТИТАНОВЫХ
СПЛАВОВ
ТИТАНОВЫЕ
СПЛАВЫ
РЕДАКЦИОННЫЙ СОВЕТ:
Н. Ф. АНОШКИН А. Ф. БЕЛОВ, С. Г. ГЛАЗУНОВ,
В. И. ДОБАТКИН, Ф. И. КВАСОВ, А. Т. ТУМАНОВ
В серию входят:
КОНСТРУКЦИОННЫЕ ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ
ЖАРОПРОЧНЫЕ ТИТАНОВЫЕ СПЛАВЫ
ПЛАВКА И ЛИТЬЕ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
ПОЛУФАБРИКАТЫ ИЗ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
МЕТАЛЛОГРАФИЯ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
ПРОИЗВОДСТВО ФАСОННЫХ ОТЛИВОК из
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
ПЛАВКА И ЛИТЬЕ
ТИТАНОВЫХ
СПЛАВОВ
Редакционная коллегия:
Н. Ф. АНОШКИН, С. Г. ГЛАЗУНОВ,
Е. И. МОРОЗОВ, В. В. ТЕТЮХИН
Ответственный редактор В. И. ДОБАТКИН
Москва
«МЕТАЛЛУРГИЯ» 19 78
Рецензент докт. техн, наук А. А. Неуструев
АВТОРЫ ТОМА: А. Л. АНДРЕЕВ. Н. Ф. АНОШКИН.
К. М. БОРЗЕЦОВСКАЯ. Г. А. БОЧВАР, С. Г. ГЛАЗУНОВ,
В. И. ДОБАТКИН, |Г. Д. ЗЮКОВ—БАТЫРЕВ|, Е. И. МОРОЗОВ,
М, И. МУСАТОВ, И. Л. ТЕЙТЕЛЬ, В. В. ТЕТЮХИН,
А. Н. ТРУБИН. Е. П. ЧИСТЯКОВ. А. Д. ЧУЧУРЮКИН
УДК 669.295
Титановые сплавы. Плавка и литье титановых сплавов.
М., «Металлургия», 1978.
Описана современная технология производства слитков и
отливок из титановых сплавов. Даны конструкции плавиль-
ных и литейных устройств с учетом тенденций их дальней-
шего совершенствования. С целью научного обоснования
оптимальной технологии рассмотрены закономерности взаи-
модействия расплава с газами, испарения легирующих ком-
понентов и примесей, кристаллизации слитков и отливок и
сопутствующих ей процессов. Особое внимание уделено по-
вышению качества слитков и отливок, анализу причин воз-
никновения дефектов и рекомендациям по их устранению.
Предназначается для инженерно-технических работников
предприятий, научно-исследовательских институтов, конст-
рукторских бюро. Может быть полезна студентам и аспи-
рантам, специализирующимся в области литейного произ-
водства и металловедения цветных сплавов. Ил. 161.
Табл. 51. Список лит.: 134 назв.
g Издательство «Металлургия», 1978 г.
т 31008—173 61_ то
Предисловие . . . 7
Введение ........... 8
Глава I. Оборудование для плавен слитков титано-
вых сп швов........................................ 15
1. Вакуумно-дуговые печи промышленно-
го типа................................. 19
2. Гарниссажные печи для плавки титана 51
3, Электрошлаковые, плазменные и элект-
роннолучевые печи для плавки титана 60
4. Оборудование для изготовления расхо-
дуемых электродов....................... 64
5. Вопросы взрывобезопасности при плавке
титана..................... . . 66
Глава II. Шихта титановых сплавов . 69
1. Титановая губка...................... 69
2. Легирующие компоненты и лигатуры 89
3. Отходы титана и его сплавов .... ЮЗ
4. Система расчета шихты............... 114
Глава III. Фпзпко-хпмическпе процессы при плав-
ке титановых сплавов......................... 118
1. Взаимодействие титана с газами . . . 119
2. Поведение газов и летучих примесей в
процессе плавки........................ 131
3. Выбор рационального давления остаточ-
ных или инертных газов при плавке . . 140
4. Дегазация титана при плавке и расчет
вакуумной системы печи................. 160
Глава IV. Закономерности кристаллизации слитков
титановых сплавов . . 167
1. Размеры жидкой ванны и время затвер-
девания слитка......................... 170
2. Скорость кристаллизации и размер пе-
реходной области........................178
3. Формы роста твердой фазы при кристал-
лизации расплава........................185
4. Ликвация........................... 195
5. Усадочные явления при кристаллизации
слитков..............................207
Глава V. Структура и свойства литого металла . 214
1. Макроструктура слитков............. 214
2. Микроструктура слитков . . 228
3. Свойства титановых слитков . . 236
Глава VI. Технология производства слитков . . . 265
1. Приготовление расходуемых электродов 265
2. Схема выплавки слитков............. 271
3. Первый переплав расходуемых электро-
дов .................................. 274
4. Второй переплав расходуемых электро-
дов .................................. 295
5. Окончание плавки . . 305
6. Гарниссажная плавка 312
7. Обработка слитков 318
8. Дефекты в слитках.................. 322
Глава VII. Получение деталей из гранул . . 349
1. Производство гранул ...... 350
2. Структура и свойства гранул .... 359
3. Получение пористых изделий методом
диффузионного сращивания .... 365
4. Компактирование гранул..............367
5. Изделия из гранул титановых сплавов . 371
Список литературы................................. 379
ПРЕДИСЛОВИЕ
Настоящая книга входит в серию издания «Титановые
сплавы» и охватывает вопросы плавки и литья титано-
вых сплавов. Кроме того, в книгу включены новые ма-
териалы, относящиеся к развивающимся в последние
годы прогрессивным видам титанового литейного произ-
воле гва, в частности к металлургии гранул.
Авторы книги стремились дать по возможности крат-
кое науиное обоснование существующих процессов плав-
ки и литья, а также характеристики наиболее распрост-
раненных технологических приемов и параметров обо-
рудования. Вместе с тем, учитывая быстрое развитие
титанового производства, значительное место уделено
обоснованию подготавливаемых к внедрению процессов.
При определении последовательности изложения
материала авторы сочли необходимым вначале дать
описание оборудования для производства слитков, со-
став и методы подготовки шихтовых материалов, затем
рассмотреть закономерности физико-химических процес-
сов, определяющих технологию плавки, и закономернос-
ти кристаллизации, определяющие технологию литья, а
уже затем показать технологию литья и свойства слит-
ков.
Первую главу книги редактировали С. Г. Глазунов
и Е. И. Морозов, вторую Е. И. Морозов, третью
Н. Ф. Аношкин, четвертую и пятую В. И. Добаткин, шес-
тую С. Г. Глазунов и В. В. Тетюхин, седьмую С. Г. Гла-
зунов.
Авторы и редакторы выражают глубокую благодар-
ность проф. А. А. Неуструеву за ценные замечания,
сделанные при рецензировании рукописи.
ВВЕДЕНИЕ1
Конструкционные материалы из титановых сплавов
заняли прочное место в ведущих отраслях техники.
Возникают все новые области применения титана, в ко-
торых он дает существенный экономический эффект по
сравнению с другими материалами. Поэтому производ-
ство титана возрастает быстрыми темпами, и объем
его выпуска уже превзошел или приближается к объе-
му выпуска ряда традиционных цветных металлов.
Основными видами конструкционных титановых ма-
териалов являются деформированные полуфабрикаты:
листы, поковки и штамповки, прутки, трубы, профили.
Поэтому главное внимание при разработке технологии
плавления и литья было уделено слиткам, из которых
изготавливают все виды деформированных полуфабри-
катов. Последнее время существенное развитие имеет
фасонное литье, а также процесс получения гранул, как
один из перспективных способов производства заготовок
для последующей деформации. Основное внимание
в книге уделено все же способам производства слитков
[1], так как в ближайшие десятилетия они безусловно
сохранят за собой ведущее место среди других видов
литых материалов.
Несмотря на то что промышленная технология про-
изводства ковкого титана насчитывает всего два с не-
большим десятилетия, процессы плавки и литья сущест-
венно модернизированы и продолжают совершенство-
ваться. Это накладывает определенный отпечаток неза-
вершенности и на те обобщения и рекомендации, кото-
рые даются в настоящем издании. Естественно, что ос-
новное внимание уделяется технологии, принятой в на-
стоящее время. Вместе с тем предполагается проанали-
зировать процессы, которые в настоящее время еще не
нашли широкого применения, но по своим потенциаль-
ным возможностям превосходят существующую техно-
логию и в той или иной мере заменят ее в дальнейшем.
1 Автор В. И. Добатквн.
В связи с интенсивным взаимодействием расплавлен-
ного титана с кислородом и азотом воздуха для приготов-
ления титановых сплавов совершенно неприемлема тех-
нология открытой плавки. Плавление и разливку титана
ведут в вакууме или среде чистых инертных газов.
На первом этапе развития технологии плавления ти-
тана была применена вакуумная индукционная плавка
в графитовом или керамическом тигле. Но от индукци-
онной плавки пришлось отказаться, так как не удалось
подобрать материалов тигля, которые не взаимодейство-
вали бы с расплавленным титаном. При применении
графитового тигля металл загрязнялся углеродом, а при
применении тигля из тугоплавких окислов — кислоро-
дом. В том и другом случае обнаруживалось недопусти-
мо большое снижение пластичности металла.
Вторым этапом была дуговая плавка титана с пос-
тоянным электродом с вытягиванием слитка по мере
его наплавления в металлической водоохлаждаемой
форме. Дуговая плавка в аргоне и в вакууме с вольфра-
мовым электродом оказалась непригодной, так как не
удалось предотвратить разрушение электрода и загряз-
нение металла частицами вольфрама или тугоплавкого
сплава вольфрама с титаном, получившегося вследствие
попадания брызг расплавленного металла на электрод.
Частицы вольфрама приводили к образованию дефек-
тов в готовых изделиях. При плавке с нерасходуемым
графитовым электродом достигалось устранение от-
дельных включений, но наблюдалось общее повышение
содержания углерода в металле. Этот метод нашел ог-
раниченное применение.
Наиболее удачным с точки зрения качества металла
оказалось применение расходуемого электрода, расплав-
ляемого дугой непосредственно в металлической форме.
Опробованные технологические варианты процесса от-
личались способами изготовления электрода и дополни-
тельного введения шихты при плавке, конструкцией и
атмосферой (вакуум или инертный газ) печи, типом и
устройством кристаллизатора. Но для всех вариантов
характерными были два общих признака: во-первых,
исключение возможности загрязнения металла материа-
лом формы (тигля) и электрода и, во-вторых, одновре-
менность и непрерывность процесса плавки и затверде-
вания слитка. Эти признаки и определили третий этап
развития технологии плавки титана, который до настоя-
щего времени остается основным в производстве слитков.
Наиболее распространенная технология включает пор-
ционное легирование и прессование электродов большой
длины из губки, отходов и легирующих компонентов;
вакуумную дуговую плавку электрода в водоохлаждае-
мом кристаллизаторе и вторую плавку полученного сли-
тка в кристаллизаторе большего диаметра в вакууме или
среде инертных газов. Для чистого технического титана
иногда ограничиваются однократной плавкой, обеспечи-
вающей в нелегированно'м титане достаточную однород-
ность слитка по содержанию примесей.
К четвертому этапу развития технологии плавки и
литпя титана можно отнести современную схему произ-
водства фасонных отливок, основанную ьа наплавлении
ванны жидкого металла в дуговой вакуумной гарнис-
сажной печи и периодической разливке расплава в фор-
му. От взаимодействия со стенками графитового или ме-
таллического тиглей расплав защищен корочкой твердо-
го металла, толщина которой регулируется путем изме-
нения режима плавки и условий охлаждения тигля [2].
Гарниссажная плавка (в вакуумном варианте) по
условиям получения жидкого металла приближаемся к
традиционным схемам, принятым для плавления боль-
шинства металлов. Она применима и для производства
слитков, если существенно увеличить массу наплавляе-
мого металла, но не является единственной альтерна-
тивой современному процессу получения слитков. Если
для производства фасонных отливок технологию гарнис-
сажной плавки (с возможной заменой источника тепла
на независимый в виде плазмы, электронного луча или
нерасходуемого охлаждаемого электрода [3]) можно
расценивать как основной способ на длительный пери-
од, то для производства слитков возможно несколько
новых схем плавки, которые должны быть проверены
в промышленности.
В итоге наиболее перспективной будет схема, кото-
рая в максимальной мере устранит недостатки, свойст-
венные существующей технологии. К основным недостат-
кам технологии относятся все еще высокие затраты на
производство слитков и заготовок из них вследствие от-
носительно низкой производительности труда и выходов
годного при производстве полуфабрикатов. Особенно
это касается слябов и заготовок малого сечения для
штамповок, прутков и профилей, которые в настоящее
время получают многократным переделом из крупного
слитка с большими потерями металла. В дальнейшем
снижение затрат может также сдерживать ограниченная
возможность использования оборотных титановых от-
ходов в шихту сплавов при существующей технологичес-
кой схеме.
Можно назвать следующие новые схемы, которые в
ближайшие годы в той или иной мере будут заменять
или видоизменять существующую схему производства.
Наиболее перспективным следует считать процесс,
сочетающий однократную гарниссажную плавку с непре-
рывным литьем слитков заданных сечений. Этот процесс
отличается высокой экономической эффективностью и
высоким качеством металла. Для его реализации необ-
ходимо решить сложные технические проблемы, к кото-
рым, в частности, относятся: равномерное расплавление
поступающей шихты любого вида и регулируемый на-
грев большой массы жидкого металла в вакууме; экс-
пресс-анализ расплава и корректировка состава сплава
по ходу плавки; организация перелива расплава из ван-
ны в кристаллизаторы с заданной постоянной скоростью
и необходимым подогревом струи и литниковой части
слитка независимыми источниками тепла; одновремен-
ная разливка металла в несколько кристаллизаторов;
интенсивное охлаждение слитков, предусматривающее
непосредственный контакт охладителя с поверхностью
слитка; разрезка слитков в процессе литья и штабели-
ровка заготовок; автоматизация всех стадий процесса
и управления им с помощью компьютера. К этому сле-
дует еще добавить необходимость осуществления пере-
хода (при непрерывном процессе) от вакуума к атмос-
фере через зону инертной среды с тем, чтобы иметь
возможность вести электрофлюсовый процесс в нейт-
ральной среде и организовать резку слитков, укладку
и транспортировку заготовок в атмосфере. В настоящее
время ведутся работы, предусматривающие последова-
тельное решение перечисленных проблем, опробование
и внедрение отдельных стадий процесса. Все же необхо-
димо считаться с тем, что на длительный период сохра-
нится технология двух переплавов, причем технология
каждого из них будет иметь принципиальные различия.
Оптимальной технологией первого переплава, по-ви-
димому, окажется гарниссажная плавка. Она может
быть выполнена или в традиционном варианте с непе-
реплавляемым, но периодически обновляемым гарнисса-
жем, или в варианте с переплавляемым гарниссажем.
В обоих случаях она обеспечит вовлечение необходи-
мого по расчету количества отходов, полное усред-
нение состава сплава, отсутствие брака по включениям
тяжелых тугоплавких частиц, остающихся на дне тигля,
получение слитков любого сечения. Вместе с тем высо-
кая скорость заполнения изложницы, неизбежная при
современной технике гарниссажной плавки, не дает воз-
можности получить крупные слитки без усадочных ра-
ковин, рыхлоты и ликвационной неоднородности. По-
этому такие слитки могут быть использованы непосред-
ственно для обработки давлением только в отдельных
случаях, в частности для чистого титана или для заго-
товок малых размеров. Указанные недостатки структу-
ры слитков гарниссажной плавки не препятствуют, од-
нако, эффективному их использованию в качестве заго-
товок для второго переплава.
Применительно к технологии второго переплава в
настоящее время опробуется большое число вариантов.
В зависимости от формы и назначения слитков конку-
рентоспособными могут быть существующий процесс
дуговой плавки с расходуемым электродом, электрошла-
ковый переплав, плазменная плавка, электроннолуче-
вая плавка. Кроме этого, для всех вариантов плавки
могут быть применены схемы наплавления металла в
глухой кристаллизатор или непрерывного литья, а так-
же различные условия охлаждения кристаллизатора и
слитка.
Наиболее перспективными процессами второго пере-
плава, на наш взгляд, могут быть:
а) для круглых слитков больших сечений — сущест-
вующий процесс дуговой плавки с расходуемым электро-
дом или, возможно, электрошлаковый переплав;
б) для плоских слитков (слябов) — электрошлако-
вый переплав либо непрерывное литье с расплавлением
электрода плазмой или электронным лучем;
в) для слитков малых сечений — электрошлаковый
переплав из заготовок больших сечений (с редуцирова-
нием) или плазменная плавка с переливом расплава и
групповой непрерывной разливкой слитков.
Помимо экономических критериев, перспективность
той или иной схемы будет зависеть от надежности обес-
печения необходимого качества металла.
В этой связи необходимо отметить значительное по-
вышение качества полуфабрикатов из титановых спла-
вов, достигнутое за последнее время благодаря улучше-
нию состава, структуры и свойств слитков. Среднее со-
держание кислорода в сплавах понижено до 0,10%, а
азота до 0,03%; в высокопрочных сплавах, где снижение
содержания газовых примесей дает особо значительный
эффект, средние значения содержания кислорода и азо-
та равны соответственно 0,08 и 0,02%. Содержание водо-
рода в сплавах без вакуумного отжига полуфабрикатов
находится в пределах 0,010%, а после вакуумного отжи-
га 0,003%.
Можно сказать, что жесткие требования к снижению
содержания примесей в сплавах, выдвигавшиеся в связи
с необходимостью повышения конструктивной прочности
сварных соединений и стабильности работы изделий во
времени, в значительной мере выполнены. В дальней-
шем основная задача сведется к поддержанию достиг-
нутого уровня содержания примесей и его регулирова-
нию при повышении доли вводимых отходов и лишь для
некоторых высоколегированных сплавов ответственного
назначения — дальнейшему повышению чистоты по га-
зовым примесям. Для других сплавов, возможно, на-
оборот, некоторое повышение содержания кислорода и
других примесей с целью увеличения доли вовлекаемых
в шихту отходов. Однако во всех случаях для повыше-
ния стабильности свойств полуфабрикатов целесообраз-
но устанавливать достаточно жесткие допуски на откло-
нение в содержании примесей в отдельных плавках от
среднего номинального значения.
Совершенствование технологии вакуумной дуговой
плавки слитков привело к повышению однородности со-
става во всем объеме слитка, улучшению его структуры
и практически полному устранению дефектов в виде
включений тугоплавких металлических или окисных час-
тиц. Вместе с тем степень химической и структурной од-
нородности металла является настолько важной харак-
теристикой эксплуатационных свойств изделий, что улуч-
шение этой характеристики при существующей техноло-
гии и новых схемах плавки следует считать одним из
важных направлений развития технологии плавки и
литья. Необходимо добиваться такой структуры слитка,
которая способствовала бы получению полуфабрикатов
с заданной величиной зерна и регламентированной мик-
роструктурой, что особенно важно для повышения
свойств термически упрочняемых сплавов. Поэтому и ма-
териалы настоящего издания были отобраны таким об-
разом, чтобы, с одной стороны, в наибольшей степени ос-
ветить задачи повышения эффективности производства
и снижения стоимости слитков и отливок и, с другой
стороны, максимально способствовать дальнейшему
повышению качества изделий из титановых сплавов.
Следует заметить, что рукопись книги была подготов-
лена до начала 3-й Международной конференции по ти-
тану. Эта конференция, проходившая в Москве 18—
21 мая 1976 г., дала много новых сведений по широкому
кругу вопросов, в том числе и по вопросам плавки и
литья титановых сплавов. Тем не менее основные прин-
ципы и прогнозы, изложенные авторами данной книги,
полностью сохраняют свое значение и с учетом этих
новых данных.
Глава 1
ОБОРУДОВАНИЕ
ДЛЯ ПЛАВКИ СЛИТКОВ ТИТАНОВЫХ
СПЛАВОВ1
Рост производства полуфабрикатов из титановых спла-
вов стимулировал быстрый прогресс в создании ваку-
умного оборудования, вакуумных плавильных печей,
источников тока для их питания, средств управления и
автоматики. На базе развития вакуумной плавки слит-
ков титана развилась вакуумная металлургия качест-
венных сталей, тугоплавких металлов, таких как цир-
коний, тантал, ниобий, молибден, вольфрам. Некоторые
технические решения, полученные в этих областях, в
свою очередь используются в металлургии тигана.
Ниже будет рассмотрено основное (плавильные пе-
чи) и вспомогательное оборудование для производства
слитков титана и его сплавов на современном этапе и
возможные тенденции его развития.
Известно, что высокая реакционная способность ти-
тана не позволяет осуществить процесс плавления его
в атмосфере воздуха, так как в расплавленном состоя-
нии он бурно взаимодействует с кислородом и азотом.
Первоначально плавку титана вели в атмосфере аргона
и гелия, позже появились вакуумные печи, которые и
являются в настоящее время основным типом плавиль-
ного оборудования.
Расплавленный титан реагирует практически со
всеми известными огнеупорами на базе окислов крем-
ния, магния, алюминия, бериллия, других металлов.
Восстанавливая окислы, титан окисляется. Непригодны
ми для индукционной плавки титана оказались огнеупо-
ры на базе карбидов и чистый графит всех марок, хотя
последний применяют в качестве футеровки (или тиг-
лей) гарниссажных печей для плавки титана.
Вследствие этих особенностей титана электропечи
сопротивления и индукционные тигельные печи для
плавки титана не пригодны Для производства титано-
1 Авторы: А. Л. Андреев, И. Л. Тейтель.
вых сплавов используют только вакуумные печи с вы-
сокой концентрацией энергии: дуговые, электроннолу-
чевые, плазменные с медными водоохлаждаемыми кри-
сталлизаторами или графитовыми тиглями (при гар-
ниссажной плавке), электрошлаковые установки.
Цо сих пор практически все производство титановых
слитков осуществлялось в вакуумно-дуговых кристал-
лизаторных печах. В первый период развития метал-
лургии титана парк плавильного оборудования отличал-
ся чрезвычайным разнообразием как по конструктивным
особенностям самих печей, так и по их источникам пи-
тания, вакуумным системам. Описание оборудования на
этом этапе можно найти в ряде монографий [1, 2, 3].
Все многообразие печей сводилось к трем основным
типам по их назначению: печи первого переплава, печи
второго переплава и печи-комбайны для последователь-
ного проведения обоих переплавов. Все эти печи суще-
ствовали в двух вариантах: с глухим кристаллизато-
ром и с вытягиванием слитка.
В конструкциях многих печей были заложены тех-
нические идеи, которые продолжают привлекать внима-
ние конструкторов и технологов, несмотря на то что по
ряду причин от эксплуатации этих печей уже давно от-
казались.
Для производства слитков первого переплава широ-
ко применялись печи с нерасходуемым электродом из
вольфрама или графита. Недостатки, препятствующие
до последнего времени применению этих печей,— боль-
шие трудности в получении химически однородных слит-
ков сплавов и загрязнение металла материалом нерас-
ходуемого электрода. Однако у этого типа печей были
и неоспоримые достоинства: небольшая относительная
высота установки и, главное, возможность получения
слитков непосредственно из кусковой исходной шихты
(титановой губки, скрапа), минуя дорогостоящий про-
цесс изготовления расходуемых электродов способом
прессования.
Печи с вытягиванием слитка привлекали возмож-
ностью получения слитков очень большой длины с ис-
пользованием коротких (0,5—1,0 м) кристаллизаторов,
которые к тому же позволяли проводить хорошую дега-
зацию металла при плавке на постоянном уровне в
верхней части кристаллизатора. Однако эти печи имели
существенных недостаток. Высокий коэффициент тре-
ния титана по стенке медной изложницы, низкая интен-
сивность охлаждения слитка в вакууме вследствие теп-
лопередачи только излучением и низкая теплопровод-
ность титана приводили к тому, что вытяжка слитков
часто сопровождалась надрывами сформировавшейся у
стенок изложницы твердой корочки титана, проливами
жидкого металла из лунки, а иногда и полным разры-
вом слитка. Все это привело к тому, что от техники вы-
тягивания слитка пришлось отказаться.
Печи-комбайны типа, представленного на рис. 1, в
свое время казались весьма прогрессивными. Они поз-
воляли за один цикл производить слитки второго пере-
плава полностью или частично из кусковой шихты; для
этого их оснащали бункером (или системой бункеров).
В них можно было проводить первый переплав как с
расходуемым, так и с нерасходуемым электродами. Но
эти печи, во-первых, наследовали недостатки печей с
нерасходуемым электродом и печей с вытягиванием
слитка, а во-вторых, отличались большой высотой (от-
ношением общей высоты к длине готового слитка) и
ненадежностью в работе вследствие малой жесткости и
сложности установки. По этим причинам печи-комбайны
не стали применять.
Прогресс в развитии печей для плавки титана в
последние годы осуществлялся в направлении повыше-
ния надежности в работе в результате упрощения кон-
струкции, а рост производительности обеспечивался
увеличением габаритов слитков и мощности печей. Од-
нако это не исключает возврата к рассмотренным типам
печей на базе новых технических решений, поиски ко-
торых не прекращаются.
Уже сейчас имеются вакуумно-дуговые печи с не-
расходуемыми электродами новых типов. Так в США
фирма «Вестингауз» разработала и совершенствует
нерасходуемый электрод типа «дюрарк». Существо его
заключается в том, что на нижнем конце электрододер-
жателя из металлических труб имеется водоохлаждае-
мый медный наконечник, внутри которого вмонтирована
катушка-соленоид. Магнитное поле, создаваемое этим
соленоидом, обеспечивает постоянное перемещение ду-
гового разряда по кольцевой поверхности электрода, не
позволяя катодным пятнам останавливаться на опреде-
ленных участках. Тепловая нагрузка при этом рассре-
дотачивается по всей кодьпевой поверхности наконечни-
ка электрода равномерно и снимается потоком охлаж-
дающей воды под большим давлением (до 30 ат), что
предотвращает прожог электрода.
Электроды этого типа испытаны на вакуумно-дуго-
вых печах при плавке титана и других металлов. По
литературным данным [4, 5], эрозия этих электродов
совершенно незначительна с точки зрения загрязнения
переплавляемого металла. Однако она предопределяет
Рис. 1. Устройство и работа печи X) ступенчатым кристаллизатором:
а —первая плавка расходуемого эллктрода; б—повторная плавка, расходуе-
мый электрод—улиток; 1 — бункер; 2— секция бункера для шихты (скрапа);
3 прессованный расходуемый электрод; 4— кристаллизатор первого переплат
ва; 5 — слиток первого переплава; 6 — промежуточная камера-холодильник;
7 — поддон; 8 — кристаллизатор второго переплава; 9 — слиток второго пере-
плава; 10— соленоид; 11— огарок
низкий срок службы наконечника электрода. При плав-
ке титана и его сплавов стойкость наконечника состав-
ляла всего 40—100 ч. При повышении срока службы
электродов типа «дюрарк» целесообразно было бы их
применение в вакуумно-дуговых печах, специализиро-
ванных для переплава повышенного количества титано-
вого крупногабаритного скрапа.
Иной тип нерасходуемого электрода разработан
фирмой «Шлингер» в США [6]. Электрод этой кон-
струкции, называемый ротатродом, имеет грибообраз-
ную форму. Его вводят в печь так, что ось составляет
определенный угол с поверхностью жидкого металла, а
форма наконечника такова, что он располагается об-
разующей конической или цилиндрической поверхности
параллельно зеркалу ванны расплава. Равномерность
распределения тепловых нагрузок на этом электроде
обеспечивается постоянным его вращением вокруг сво-
ей оси, чем исключается длительное горение дуги на
одном участке, а сравнительно большой диаметр нако-
нечника предопределяет пониженные удельные тепло-
вые нагрузки.
Печи с нерасходуемыми электродами типа «ротат-
род» были установлены на заводе фирмы «Шлингер» в
Сан-Рафаэле (Калифорния, США) [7] и фирмы «Теле-
дайн Титаниум» (Монровия, Сев. Каролина, США) [6].
Для плавки кусковой шихты вполне возможен воз-
врат к технике вытягивания слитка при формировании
его в коротком кристаллизаторе с использованием для
плавления электронного луча или нерасходуемых элек-
тродов типов «дюрарк» и «ротатрод». Но широкое рас-
пространение нерасходуемых электродов типов «дюрарк»
и «ротатрод» для плавки титана будет возможно лишь
при условии обеспечения их полной надежности, гаран-
тированности от прожогов, обеспечивающей взрыво-
безопасность.
1. ВАКУУМНО-ДУГОВЫЕ ПЕЧИ
ПРОМЫШЛЕННОГО ТИПА
Конструкция современных вакуумных печей отличается
простотой. Обычно печь состоит из кристаллизатора
(медной водоохлаждаемой изложницы) с поддоном, гер-
метично соединяемых с вакуумной камерой. Через
скользящее вакуумное уплотнение в крышке камеры
внутрь печи введен водоохлаждаемый электрододержа-
тель, к нижнему концу которого присоединен расходу-
емый электрод, а к верхнему — гибкий кабель от отри-
цательного полюса источника питания пе^и постоянным
током. Электрододержатель получает возвратно-посгу-
пательное движение вверх-вниз от привода. Системы
приводов довольно разнообразны и в большинстве слу-
чаев автоматизированы. Плавку можно вести как в
вакууме, так и в атмосфере нейтрального газа (обычно
аргона).
Современные печи первого и второго переплавов по
конструкции практически не различаются. И тот и дру-
гой переплав могут осуществляться на одной и той же
печи, так как печи укомплектованы набором кристал-
лизаторов различного диаметра. Ввиду взрывоопасности
вакуумно-дуговых печей для плавки титана их устанав-
ливают, как правило, в защитных железобетонных или
броневых кожухах и снабжают дистанционным управ-
лением.
Печи такой простой конструкции в настоящее время
являются основными агрегатами для производства не
только титановых, но и других сплавов: стали, высоко-
прочных и тугоплавких металлов.
В работе [8] по материалам VI Международного
конгресса по электротермии, состоявшегося в мае 1968 г.
в Англии, сделан обзор вакуумно-дуговых печей на за-
водах металлургических компаний за рубежом. Боль-
шинство таких печей установлено на заводах черной
металлургии.
Основными поставщиками вакуумно-дуговых печей
за рубежом являются четыре фирмы: «Лейболд-Хереус»
(ФРГ) с дочерними предприятиями во многих странах,
«Консарк» и «Лектромелт» (США), «Ульвак» (Япо-
ния). Некоторые металлургические фирмы имеют часть
печей собственного производства. Так, например, фир-
ма «Камерон Айрон Уоркс инк» изготовила и эксплуа-
тирует 20 печей для вакуумной выплавки слитков ста-
ли диаметром до 1270 мм, массой до 32 т, фирма
«Аллехени Лудлум»— шесть девятитонных (по стали) пе-
чей с кристаллизаторами диаметром 710 мм и, кроме
того, на заводе компании «Аллехени Лудлум» эксплуа-
тируется печь фирмы «Консарк» с кристаллизатором
диаметром 1270 мм и на заводе «Рипаблик Стил
Корп.»—4 печи на слиток диаметром 810 мм, массой до
14 т. Абсолютное большинство печей рассчитано на вы-
пуск слитков диаметром 500—1000 мм, массой от 2 до
25 т (по стали). Установки для производства слитков
диаметром более 1 м (за исключением отмеченных пе-
чей фирмы «Камерон Айрон») единичны. Очевидно, это
объясняется трудностями производства полуфабрикатов
на прокатных станах металлургических заводов и огра-
ниченной потребностью в крупногабаритных слитках для
производства изделий. Фирмой «Мидвал Хеппен Стил
Компани» в Филадельфии (шт. Пенсильвания, США)
установлена печь производства фирмы «Лейболд-Хере-
ус» для выплавки стальных слитков диаметром до
1500 мм, массой до 50 т.
Большинство печей укомплектовано источниками пи-
тания из расчета 300—400 А/см диаметра слитка; печи
для производства слитков тугоплавких металлов (тита-
на, ниобия, молибдена, вольфрама) — в пределах 400—
600 А/см.
Для производства слитков из стали и титана приме-
няют одни и те же печи, но печи для плавки титана
устанавливают во взрывозащитных боксах, что ослож-
няет их обслуживание. В случае применения жидкоме-
таллического (натрий-калиевого) охлаждения печи для
плавки титана устанавливают, как и сталеплавильные,
без боксов.
В табл. 1 приведены главные параметры вакуумно-
дуговых печей, установленных на заводах основных за-
рубежных фирм, занимающихся плавкой титана.
Все вакуумно-дуговые печи для производства круп-
ногабаритных слитков титана по конструкции можно
разделить на четыре группы:
1. Со стационарной вакуумной камерой и съемно-
откатным поддоном.
2. Со стационарной вакуумной камерой и съемно-
откатным кристаллизатором.
3. Со смещаемой вакуумной камерой.
4. Двухпозиционные со смещаемой вакуумной ка-
мерой.
Печь со съемно-откатным поддоном (типа ДСВ-5)
несколько устарела. Она рассчитана на выплавку слит-
ков титановых сплавов массой до 5 т в кристаллизато-
рах диаметром до 870 мм, длиной до 2400 мм. Выгруз-
ка слитка из печи и загрузка электрода в печь осущест-
вляется с помощью поддона. Для этого поддон
ТАБЛИЦА 1
ХАРАКТЕРИСТИКА ЗАРУБЕЖНЫХ ВАКУУМ-ДУГОВЫХ ПЕЧЕЙ
ДЛЯ ПЛАВКИ ТИТАНА
Фирма Число печей фирма - изготови- тель Максимальный диаметр слитка. мм Максимальная масса слитка, т Сила тока, кА ’
«Атлас Стил Компани» (Веллан, Онтарио, Кана- да) 1 1 «Реактив Ме- талз» «Хереус» 760 1020 7,25 30,0
«Карборундум Металз Климеке Инкорп. Акрот» (Нью-Йорк, США) 2 Собственное производство 406 1,3 15,0
«Крусибл Стил Компани» 1 «Консарк» 1020 18,1 30,0
(Мидленд, Пенсильва- ния, США) 5 Собственное производство 810 9,05 •—
1 «Лейболд- Хереус» 915 — —
«Харвей Алюминиум Компани» (Торранс, Ка- лифорния, США) 12 Собственное производство 620 18,1 —
«Титаниум Металз Корп.» (Хендерсон, Не- вада, США) 7 Собственное производство 810 4,53 —
«Титаниум Вест Ин- корп.» (Рено, Невада, США) 1 «Консарк» 508 9,05 20,0
«Реактив Металз Ин- корп.» (Найлз, Огайо, 4 Собственное производство 760 3,6 —
США) 3* 420 1,8 —
«Теледин Титаниум Ин- корп.» (Манро, Север- ная Каролина, США) 1 «Консарк» 840 15 30,0
«Джапан Вэкьюэм Ин- жиниринг компани» (Япония) 2 — 1250 32 —
«Империал Метал Ин- дастриз» (Бирмингем, Англия) «Лейболд— Хереус» 700 2,5 25,0
«Крупп» (ФРГ) «Лейболд- Хереус» 1000 10 —
* Для выплавки слитков циркония.
устанавливают на выкатной тележке, которая в свою
очередь располагается на рельсах траверсы-платформы.
Траверса поднимается и опускается по двум направля-
ющим стойкам с помощью ходовых винтов. После вып-
лавки и остывания слиток на поддоне опускается
траверсой-платформой из кристаллизатора в крайнее
нижнее положение, после чего на тележке поддона вы-
катывается из защитной бронекамеры в зону действия
мостового крана. Краном поднимается с поддона, а на
его место после чистки печи устанавливают расходуе-
мый электрод. Загрузка производится в обратном по-
рядке.
Поскольку при такой схеме ход траверсы поддона
должен обеспечить вытяжку из кристаллизатора слитка
полной длины, то нижний привод, а вместе с ним и вся
печь имеют значительную высоту. Поэтому в сравни-
тельно низком производственном помещении весь при-
вод поддона приходится размещать в приямке, ниже
уровня пола. Увеличивать длину слитка невозможно
без увеличения высоты печи. Ограниченные (хотя и
большие) размеры всех элементов печи (особенно при-
вода поддона) по высоте предопределяют необхо-
димость выплавки слитков второго переплава из 2—
3 слитков первого переплава, слитков первого перепла-
ва— из двух прессованных электродов при сварке их
в печи. Электрод полной длины (отпрессованный или
сваренный вне печи), необходимой на один слиток вто-
рого или первого переплава, не вписывается в просвет
между низом кристаллизатора и поддоном в крайнем
нижнем положении и не может быть загружен в печь.
По этим причинам производительность таких печей
очень низка.
На выведение усадочной раковины в слитках диа-
метром 750—850 мм и сварку электродов внутри печи
затрачивается то же время, что и на плавление слитков
массой около 5 т, т. е. доля непроизводительного вре-
мени в общем цикле плавки на этих печах очень велика.
Взамен этих малопроизводительных печей с малым
отношением длины слитка к диаметру были разработа-
ны печи со съемно-откатным кристаллизатором серии
ДТВ (ДТВ-6.5-Г6, ДТВ-8.7-Г10, ДТВ-14-Г26) для
производства слитков длиной до 5 м, массой (соответ-
ственно) 6, 10 и 26 т. Основные параметры этих печей
приведены в табл. 2. Схема 10-т печи дана на рис 2,
ТАБЛИЦА 2
ТЕХНИЧЕСКАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ПЕЧЕИ СЕРИИ ДТВ (10]
Характеристика ДТВ-6. 5-Г6 ДТВ-8. 7-Г10 (6ДТВ10Г10) ДТВ-14-Г26
Диаметр кристаллизатора, мм 360 670 870
450 770 1000
560 870 1120
650 1000 1400
Максимальная длина расхо-
дуемого электрода, мм . . . 5450 5600 5300
Масса слитка, т 5,5 10,3 26,5
Длина слитка, мм ... . 4000 4000 4000
Поминальный ток, кА 25,0 37,5 50,0
Напряжение, В 75 75 75
Мощность вспомогательного
оборудования, кВт .... 35 35 70
Расход охлаждающей воды,
не более, м3/ч 70 80 120
Общая масса печи, т . . 118 120 200
Габариты в плане, мм:
длина ... - 7335 7335 9000
ширина ... . . 5410 5410 6000
Высота печи, мм:
общая ... 20 940 20 940 21400
заглубление . 7800 7800 7900
Максимальный ход, мм:
штока электрод о держателя 3000 3000 3320
кристаллизатора 3200 3200 2400
Высота вакуумной камеры, мм 2300 2300 2400
общий вид печи со слитком и кристаллизатором — на
рис. 3.
Подъем и опускание кристаллизатора 4 печей ДТВ
производятся с помощью гидравлического механизма,
расположенного в приямке, а выкатка кристаллизатора
с поддоном 6 из защитной камеры 1 в зону действия
крана — телескопическим гидроприводом. Рабочий про-
ем в перекрытии приямка на время плавки перерывают
дверцей-люком с помощью гидропривода.
Электрододержатель 2 перемещается с помощью
привода с дифференциальным редуктором посредством
пары «ходовой винт — гайка». Для управления подачей
электрода и источником питания в процессе плавки эти
печи оснащены автоматическими регуляторами АРДВ
[9], позволяющими проводить оплавление электрода и
режим выведения усадочной раковины по заранее за-
данной программе.
Печи серии ДТВ питаются от полупроводниковых
выпрямительных агрегатов на 25000, 37500 и 50000 А.
Подвод тока к печам осуществлен коаксиально. Отри-
цательный шинопровод гирляндой гибких водоохлаж-
даемых кабелей присоединен к электрододержателю, а
положительный — к вакуумной камере 3, которая на-
ходится в электрическом контакте с верхним фланцем
кристаллизатора. Такой токоподвод позволяет избежать
искажения магнитных полей в зоне дугового разряда,
что способствует стабилизации горения дуги и предот-
вращению переброса ее на стенку кристаллизатора.
При сопоставимых диаметрах кристаллизаторов эти
печи по сравнению с печами ДВС-5 имеют вдвое боль-
шую длину слитков, что значительно повышает долю
производительного времени в цикле плавки. Кроме того,
выгрузка и загрузка печи осуществляются путем опу-
скания (подъема) и выкат-
ки (закатки) кристаллиза-
тора со слитком и электро-
дом. При этом величина
опускания кристаллизатора
позволяет загружать элек-
троды — слитки, сваренные
вне печи, или прессованные
электроды большой длины
массой, равной половине
массы слитка второго пере-
плава или более. Это позво-
ляет исключить сварку элек-
тродов в печи и получать
слиток второго переплава
из двух слитков первого пе-
реплава, сваренных вне пе-
чи, или слиток массой не-
сколько меньше номиналь-
ной из одного слитка перво-
го переплава и одного прес-
сованного электрода. В це-
лом все это обеспечивает
значительную большую про-
Рис. 2. Схема дуговой вакуумной
печи ДТВ-8, 7Г10:
1 — защитная камера; 2 — шток-
электрододержатель; 3 — вакуум-
ная камера; 4 —- кристаллизатор;
5— гидравлический плунжер; 6—
поддон; 7 — токоподвод
Рис. 3. Общий вид установки печи ДТВ8, 7-Г10:
слева — слиток; справа — кристаллизатор
изводительность печей серии ДТВ по сравнению с печа-
ми ДВС-5. При этом существенно повышается выход год-
ного и качество слитков. Недостатком печей со съемно-
откатным кристаллизатором, в том числе и печей серии
ДТВ, является их большая высота.
Печи третьей группы — со смещаемой вакуумной
камерой — по сравнению с печами предыдущих типов
при одинаковых размерах слитков имеют значительно
меньшую высоту. Это достигается исключением меха-
низма перемещения кристаллизатора и установкой по-
следнего на плавку в приямок-шахту ниже уровня пола.
На печах такого типа после окончания плавки и ох-
лаждения слитка до заданной температуры вакуумная
камера со смонтированными на ней токоподводом и ме-
ханизмом перемещения электрододержателя снимается
с кристаллизатора краном, отводится в сторону и
устанавливается на подставку. Затем кристаллизатор
со слитком мостовым краном извлекается из приямка и
доставляется на площадку обслуживания для разгруз-
ки, чистки и подготовки, В приямок-шахту в это время
устанавливают другой кристаллизатор и новый расхо-
дуемый электрод. На кристаллизатор устанавливают
краном съемную вакуумную камеру, подсоединяют к
ней вакуумную систему и выполняют последовательно
все операции процесса плавки.
К этому классу печей относится печь типа ВД-11
(рис. 4). Кристаллизатор печи 7 также устанавливают
в приямке и располагают верхним фланцем на опорной
раме 6 с токоподводящей плитой на уровне пола. Он
имеет длину, необходимую для размещения всего рас-
ходуемого электрода, отпрессованного на полную массу
слитка или сваренного из слитков первого переплава
вне печи. Присоединение к электрододержателю 2 рас-
ходуемого электрода осуществляется посредством за-
хвата приваренной к нему державки специальным за-
жимом с дистанционным приводом. На кронштейне
смонтированы электрододержатель, двухдвигательный с
Рис. 4. Схема печи ВД-11:
1 — фильтр; 2 — электрододержатель; 3 — механизм перемещения электрода;
4 — гидроподъемник; 5 — вакуумная камера; 6 — опорная рама; 7 — кристал-
лизатор; S =* колонна
дифференциальным редуктором механизм его переме-
щения 3 с цепной передачей, гидроподъемник 4 вакуум-
ной камеры и сама вакуумная камера 5 с крышкой,
которые могут перемещаться по вертикали. Кронштейн
поворачивается относительно опорной колонны 8 с по-
мощью гидропривода и зубчатого сектора с рейкой.
Подсоединение вакуумной камеры к вакуумной системе
производится телескопическим устройством.
После окончания плавки и охлаждения слитка печь
разгерметизируется, отсоединяется от вакуумной систе-
мы. Вакуумная камера гидроподъемником поднимается
над кристаллизатором и поворотом кронштейна на 90°
относительно опорной колонны отводится в сторону.
Кристаллизатор извлекают из приямка на разгрузку, а
на его место устанавливают другой. Сборка печи про-
изводится в обратном порядке.
Печь ВД-11 рассчитана на установку кристаллиза-
торов высотой до 4550 мм для выплавки слитков тита-
новых сплавов массой 2,0; 4,7; 6,8 т в два переплава и
массой 13,7 т в три переплава. Основные технологиче-
ские параметры приведены в табл. 3.
На примере этой печи можно проиллюстрировать
преимущества конструктивной схемы со смещаемой ва-
куумной камерой. Если на печи ВД-11 установить
кристаллизаторы диаметром 770 и 870 мм для первого
и второго переплава, то на ней можно выплавлять слит-
ки, так же как на печи ДТВ-8,7-Г10. Но при этом об-
щая высота печн ВД-11 составляет 12,5 м, а высота
над уровнем пола 7,0 м, тогда как соответствующие
размеры для печи ДТВ-8,7-Г10 составляют 21 и 13 м.
Однако для печи ВД-11, меньшей по высоте, чем печь
ДТВ-8,7-Г10, требуется большая площадь: 8,0X8,0 м, а
не 7,4X5,4 м. Это осложняет задачу обеспечения на-
дежности взрывозащитной камеры, которая и конструк-
тивно более сложна, так как должна обеспечивать до-
ступ крана непосредственно в нее для разгрузки и за-
грузки кристаллизатора.
Западногерманская фирма «Лейболд-Хереус» разра-
ботала и производит серию сталеплавильных вакуумно-
дуговых двухпостовых печей с поворотной камерой [11].
Технические характеристики этих печей приведены в
табл. 4. Конструктивно печи выполняются в двух вари-
антах. Для отливки слитков массой до 7 т (по стали)
их изготавливают с одной поворотной колонной. Печи
ТАБЛИЦА 3
ОСНОВНЫЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ПАРАМЕТРЫ ПЕЧИ ВД-11
Слиток Слиток Слиток диаметром
массой 2 т массой 4 т 1100 мм
Параметры и ГО со ГО го И CD
«к =5 йг « п « г-
О с 3 Е О Е
д. с. СХФ CD CD ь CD
о о. , Г ' ,
CD CD Щ (D CD О f- CD О. (D
С Ё С Ё Е С В Е С Е ГО Е ь с
Диаметр элек-
трода, мм . . 280* 370 380 530 530* 630 900
Длина элек- 840 1660 2450 2500
трода, мм . . 1900* 4000 - 5000* —
4200 5000 4900 5000
Масса элект- 410 1580 3420 6840
рода, кг . . . 410* 1580* — 3420*
2050 4740 6840 13 680
Число электро-
Дов .... 1 5 1 3 1 2 2
Диаметр слит-
ка, мм . . . 370 530 530 630 630 900 1100
Длина слитка,
ММ 840 2150 1G60 3350 2450 2500 3200
Масса слитка,
КГ .... . 410 2050 1580 4740 3420 6840 13 680
Ход траверсы,
ММ ..... 1060 2200 2340 1650 2550 2400 1800
* Параметры прессованных электродов.
Примечание. Цифры в знаменателе — суммарная длина и
масса электродов на полный слиток.
для слитков большей массы имеют дополнительную
опорную колонну, опирающуюся катками на рельс.
Вакуумные камеры в первом варианте поворачива-
ются из одной позиции в другую вручную, во втором
варианте —с помощью специального привода, смонти-
рованного вместе с катками внизу дополнительной
опорной колонны. Подъем вакуумной камеры над кри-
сталлизаторами производится гидравлическим приво-
дом, встроенным в опорные колонны. Для подсоедине-
ния расходуемого электрода к электрододержателю
применяют дистанционно управляемое пневматическое
устройство захвата державки электрода.
Медные изложницы кристаллизаторов в зависимости
от их размеров изготавливает фирма «Лейболд-Хереус»
Тип печи
Параметры L350P2 IL500P4 L700P7 L850P12 L1000P20 L1500P52 OOIdOOSIT
Диаметр кристал- лизатора, мм: максимальный . 357 520 660 860 970 1520 1520
минимальный 203 203 305 350 400 768 768
Максимальная длина кристалли- затора, мм . . . 2850 2850 3000 3000 3500 4400 8000
Максимальный по- лезный объег л . 255 510 900 1540 2160 6630 12 700
Максимальная масса слитка (по стали), приблизи- тельно, т . . . 2 4 7 12 20 52 100
Максимальная длина расходуе- мого электрода, мм ..... . 3900 3900 3900 4300 4300 5000 9000
Максимальный диаметр или диа- гональ расходуе- мого электрода, мм 300 440 580 770 «70 1390 1390
Максимальный ток плавления, А . . 10 000 18 000 20 000 25 000 30 000 35 000 35 000
Установленная мощность (без ис- точника питания), приблизительно, кВА 50 60 120 120 150 175 175
Остаточный ваку- ум1, приблизитель- но, торр .... Расход охлажда- ющей воды (без источника пита- ния), приблизи- тельно, л/мин . . 800 1000 1400 5-10- 1750 2000 2600 30U0
250 300 350 450 520 650 850
Потребная пло- щадь, приблизи- тельно, м . . . 3x6 3X6 5X12 6X13 6X13 10X20 10X20
Высота закрытой печи над уровнем пола, м . . . . 5,45 5,45 6,0 6,5 6,5 6,6 6,6
1 Для чистой сухой печи.
Примечание. Цифры в знаменателе — при бустерном ох-
лаждении.
тремя способами [11]: электролитическим осаждением,
сваркой обечаек, свальцованных из толстого медного
листа, и из бесшовных толстостенных труб большого
диаметра, полученных методом ковки. Наилучшими эк-
сплуатационными качествами обладают кристаллизато-
ры из труб, полученных электролитическим осаждением.
Но этот способ очень длителен и дорог. Бесшовные ко-
ваные толстостенные трубы для изготовления изложниц
кристаллизаторов экономичны для слитков больших ди-
аметров начиная примерно с 800 мм.
В верхней части изложницы кристаллизатора ваку-
умным швом автоматической электросваркой привари-
вается фланец из толстого медного листа. Иногда для
большей жесткости, необходимой при частых разборках-
сборках, этот фланец усиливают другим из низкоугле-
родистой или нержавеющей стали. Для удобства при
транспортных операциях фланцы обеспечивают серьга-
ми-проушинами. В нижней части изложница имеет коль-
цевой выступ-бурт для быстрого и удобного подсоеди-
нения поддона с обеспечением электрического контакта
и водовакуумного уплотнения прокладкой в торце из-
ложницы.
Изготовленные изложницы после обработки на то-
карных станках шлифуются по цилиндрической поверх-
ности. В процессе изготовления изложницы подвергают
тщательному рентгеновскому и ультразвуковому кон-
тролю на отсутствие внутренних дефектов в стенках и
сварных швах.
На рис. 5 схематически изображена вакуумно-дуго-
вая двухпостовая печь с поворотной камерой серии «Р»
фирмы «Лейболд-Хереус». Такие печи предназначаются
в первую очередь для выплавки стальных слитков. Но
по заказам на базе этих конструкций выпускаются и
печи для плавки титана.
В этих целях печи укомплектовывают технологиче-
скими вакуумными затворами, которые позволяют от-
ключать кристаллизатор от печи и вакуумной системы
сразу же после окончания плавки, освобождая их для
использования на работу во второй позиции. Такая мера
целесообразна и на сталеплавильных печах, но особенно
при плавке титана, для охлаждения слитков из которо-
го требуется более длительное охлаждение.
Самое радикальное переоборудование сталеплавиль-
ных вакуумно-дуговых печей при переводе их на произ-
водство титановых сплавов заключается в переделке
□таз
5
В
7
8
— 1
— 2
— 3
15
Рис. 5. Принципиальное устройство
вакуумно-дуговой печи серии Р фирмы.
« Лейболд-Хереуо:
/ — привод электрод ©держателя; 2 —
ходовой винт; 3 — пневмопривод захва-
та оголовка электрода; 4 — гирлянда
гибких кабелей (минусовых); 5 —
электрододержатель; 6 — гидроцилиндр
подъема камеры печи; 7 — устройство
для захвата электрода; 8, 14 — опорно-
поворотная колонна и шток (гидроци-
линдра); 9— вакуумная камера; 10 —
вакуумный фильтр; 11, 12 — кристалли-
заторы; 13 — опорный ролик; 15 —
электрод; 16 — кожух
системы охлаждения важнейших узлов (кристаллиза-
тора, поддона, электрододержателя) на использование
жидкометаллического теплоносителя. Применение в ка-
честве охладителя жидкого калийнатриевого сплава,
самовозгорающегося на воздухе, связано с опасностью
пожара, и поэтому требуется очень высокая культура
производства, а также более сложные в изготовлении и
эксплуатации кристаллизаторы. Если на сталеплавиль-
ных печах водовакуумное уплотнение в месте соедине-
ния изложницы с поддоном погружено в охлаждающую
среду и слиток после охлаждения извлекается из водя-
ной рубашки вместе с кристаллизатором и поддоном, то
этого нельзя достичь с натрий-калиевым охладителем.
Изложница и поддон в этом случае должны иметь авто-
номные и постоянно герметизированные охлаждаю-
щие рубашки. Сочленение их в охлаждающей сре-
де недопустимо. Все это осложняет в известной
мере операции по загрузке и разгрузке печей. Од-
нако применение натрий-калиевого охладителя поз-
воляет отказаться от установки печей в защитных
камерах.
На печах для плавки титана есть и другое отличие
в системе охлаждения. Вакуумные камеры сталепла-
вильных печей выполнены двухстеночными, и между
стенками циркулирует вода. На печах для плавки тита-
на вакуумные камеры тоже охлаждаются водой.
Но в целях большей взрывобезопасности при воз-
можных прожогах стенки охлаждение выполнено в
виде спиралевидных или зигзагообразных водяных
трубчатых каналов, приваренных снаружи кор-
пуса.
Фирмой «Лейболд-Хереус» выпущены печи типов
L200P, L1000P, L700P для производства слитков титана
диаметром соответственно 200, 1000 и 700 мм.
Печь типа L700P с двумя опорными колоннами и
натрий-калиевым охладителем для выплавки слитков
титана массой до 2,5 т приобретена английской фирмой
«Империэл Металз Индастриз» [12]. Источником пита-
ния служит выпрямитель на 25 кА.
В качестве дополнительного оборудования к вакуум-
но-дуговым печам для плавки титана фирмой «Лей-
болд-Хереус» спроектированы установки для сварки
слитков между собой и с державкой, а также блоков,
прессованных из губки, в расходуемый электрод. Эти
установки выпускаются как вакуумно-дуговые, так и с
использованием аргоно-дуговой, плазменной и элек-
троннолучевой сварки.
В ФРГ фирмой «Крупп» установлена и эксплуатиру-
ется печь для плавки титана типа L1000P на слиток диа-
метром 1000 мм, массой до Ют.
В Японии фирмой «Джапан Векыоэм Инжениринг
Компани» для производства титановых слитков исполь-
зуют печи типа ГМА-Ш-3000 с кристаллизаторами диа-
метром 1250 мм, длиной до 3900 мм. Это тоже двухпос-
товые печи, но кристаллизаторы расположены в линию,
и вакуумная камера вместе с каркасом и механизмами
перемещается над ними из одной позиции в другую по
рельсам.
Главные узлы вакуумных дуговых печей — поддон,
кристаллизатор, электрододержатель, верхний и нижний
приводы. Конструктивные варианты всех этих узлов,
так же как и варианты отдельных функциональных си-
стем, не отраженные на рисунке-схеме (системы охлаж-
дения, вакуумная, приборы наблюдения за процессом,
системы управления, источники питания и др.), доволь-
но разнообразны в печах различного типа.
Кристаллизатор
Рис. 6. Кристаллизатор вакуумно-
дуговой печи ДТВ8.7Г10
является важнейшим цен-
тральным узлом вакуум-
но-дуговых печей для
производства слитков, а
также самым ответствен-
ным. В нем осуществля-
ются все основные про-
цессы плавки: дуговой
разряд, плавление метал-
ла, дегазация его, форми-
рование слитка.
Наиболее распростра-
ненный в промышленно-
сти так называемый глу-
хой кристаллизатор схе-
матически изображен на
рис. 6. Основная часть —
изложница 1 — представ-
ляет собой металличе-
скую, чаще всего из меди
или из сплава на ее ос-
нове (хромистая бронза), трубу с фланцем 7 в верхней
части. С помощью этого фланца изложница через рези-
новые уплотнительные прокладки соединяется с водоох-
лаждающей рубашкой 2, имеющей нижний 4 и верхний 6
водораспределительные коллекторы со штуцерами для
подвода и отвода воды. Снизу соединение рубашки с из-
ложницей уплотняется прокладкой с помощью нажимно-
го фланца 5. Снаружи на корпус рубашки, как правило,
намотана катушка соленоида 3. Сверху к фланцу излож-
ницы иногда приваривают шины-серьги для подсоедине-
ния питающих кабелей. В большинстве случаев излож-
ница сварена как одно целое с фланцем 7. Один из вари-
антов такого исполнения показан в верхней части ри-
сунка.
Фланец 7 служит для подсоединения кристаллизато-
ра через уплотнительную прокладку к низу вакуумной
камеры, а сам кристаллизатор снизу герметично (с ре-
зиновой прокладкой) закрыт медным охлаждаемым под-
доном 8.
Изложница 1 кристаллизатора работает в сложных и
тяжелых условиях. Она испытывает большие тепловые
нагрузки. Тепловые потоки через ее стенку в зоне горе-
ния дуги и верхней части формирующегося слитка сос-
тавляют от сотен до тысяч киловатт на квадратный
метр, а в аварийных ситуациях (при перебросе дуги на
стенку изложницы) превосходят эту величину. В про-
цессе плавки в стенке изложницы на ее внутренней по-
верхности создаются довольно высокие температуры,
вплоть до 300° С, в то время как наружная поверхность,
охлаждаемая водой, нагревается до температуры не бо-
лее 150° С. В результате больших градиентов темпера-
тур в стенке, особенно в радиальном направлении, воз-
никают термические напряжения. Температурное поле в
стенке кристаллизатора не стабильно, при каждой плав-
ке оно перемещается вдоль стенки вверх вслед за подъ-
емом зеркала ванны жидкого металла. В результате раз-
ницы давления внутри (вакуум) и вне изложницы (дав-
ление воды) стенки ее нагружены. Тяжелые условия
работы могут сравнительно быстро приводить к деформа-
ции стенки изложницы и выходу ее из строя. Стойкость
изложниц первых вариантов с толщиной медной стенки
12—15 мм составляла всего лишь несколько десятков
плавок. Переход на изготовление изложниц из хромис-
той меди, более теплостойкой, чем медь, и увеличение
толщины стенки до 30—50 мм позволили повысить их
стойкость до тысячи плавок. Необходимость увеличения
толщины стенки вызвана также и соображениями повы-
шения взрывобезопасности, так как с увеличением тол-
щины стенки вероятность прожога ее дугой резко сни-
жается.
Изложницы внутренним диаметром до 370 мм изго-
тавливают из прессованных толстостенных труб, а диа-
метром 450—1000 мм — из толстолистовой хромистой
меди методом электродуговой сварки под слоем флюса.
Промышленностью освоен также процесс сварки кольце-
вых швов, что позволяет изготавливать изложницы не-
обходимой длины.
Фирма «Лейболд-Хереус» изготавливает изложницы
способом электролитического осаждения. Эта же фир-
ма устанавливает на выпускаемых ею печах глухие кри-
сталлизаторы несколько иной конструкции (рис. 7) [11].
Особенностью этой схемы является то, что герметичный
разъем изложницы с поддоном находится в охлаждаю-
щей среде, водоохлаждающая рубашка на печи непод-
вижна, а кристаллизатор вместе с поддоном и слитком
после каждой плавки извлекают и заменяют другим.
На рис. 8 даны три варианта кристаллизаторов ва-
куумно-дуговых печей для выплавки слитков с вытяги-
ванием по мере затвердевания. Они отличаются сравни-
тельно малой длиной изложницы с соленоидом.
В двух первых вариантах (а, б)—конструкции раз-
борные, в третьем (в)—цельносварная. Первые удобны
тем, что при выходе из строя изложницы кристалли-
затор можно быстро заменить, третий сложнее в изго-
товлении и в ремонте. Но первые имеют водо-ваку¥ и-
ные уплотнения в зоне высоких температур, что вызывает
осложнения в эксплуатации и предопределяет повы-
шенную взрывоопасность. При плавке в таких кристал-
лизаторах уровень метал па поддерживается постоян-
ным, что в некоторых случаях представляет определен-
ный интерес, например при выплавке слитков первого
переплава из кусковой шихты с использованием нерас-
ходуемо’ю электрода или электронного луча.
Во втором варианте (б) по сравнению с первым бо-
лее надежное охлаждение изложницы, что достигается с
помощью специальной обоймы-вставки 4, разрезанной
по образующим. Располагаясь в полости между вальцо-
ванной обечайкой рубашки и обработанной на токарном
Рис. 7. Схема кристаллиза-
тора фирмы «Лейболд-Хе-
реус»:
I — медная труба-изложни-
ца; 2 — усилительный фла-
нец; 3 — уплотнительные
прокладки; 4 — соленоид;
5 — внутренняя обечайка ру-
башки: 6 — наружная обе-
чайка водяной рубашки;
7 — поддон; 8 — приспособ-
ление для крепления поддо-
на; 9 — патрубок подвода
свежей воды; 10—циркуля-
ционный насос «бустерного»
охлаждения; 11 — патрубок
слива горячей воды
Рис. 8. Схемы коротких кристаллизаторов для печей с вытягиванием слитка:
1 — медная труба-изложница; 2 — обечайка водяной рубашки; 3 — соленоид;
4— водораспределительная полувтулка-вкзадыш; 5 — наружная обечайка во-
дяной рубашки
6
станке изложницей, она образует верхний и нижний во-
дораспределительные коллекторы и гарантирует равно-
мерность зазора в кольцевом канале для протока воды.
В третьем варианте (в) для улучшения распределе-
ния водяного потока охлаждающая рубашка имеет на-
ружную обечайку 5, которая позволяет опустить слив-
ной патрубок вниз и тем самым предупредить сужение
водяного потока в верхней части кристаллизатора.
Поддон, являясь вторым важнейшим узлом печи,
закрывает кристаллизатор снизу и в начале плавки ис-
пытывает значительные тепловые нагрузки.
Есть множество различных вариантов конструкций
поддона, но сущность их одна. Собственно поддон имеет
форму перевернутой тарелки и изготовлен, как правило,
из меди. Снизу он закрыт крышкой, с которой соединя-
ется через уплотнительную прокладку или сваркой. Для
равномерного охлаждения поддона в его полости имеет-
ся водораспределительная улитка. Подвод воды осуще-
ствляется по центру поддона к зоне наибольших тепло-
вых нагрузок, а отводящий патрубок размещается на
периферии. На печах с кристаллизаторами малого диа-
метра охлаждение поддонов упрощено: равномерность
охлаждения обеспечивается водораспределительным ди-
ском или расположением нагнетающего и сливного па-
трубков в диаметрально противоположных направле-
ниях.
В кристаллизаторе, показанном на рис. 7, поддон
представляет собой толстую медную плиту специальной
формы, прикрепляемую непосредственно к изложнице.
Электрододержатель служит для перемеще-
ния электрода в печи и подвода к нему электрического
тока.
Наиболее простой, надежный в работе и широко
применяющийся электрододержатель состоит из наруж-
ной толстостенной стальной трубы необходимой длины,
по которой проходит ток, и внутренней водоподводя-
щей трубы.
Нижняя часть электрододержателя заканчивается
хвостовиком специальной формы с резьбовой нарезкой,
а внутри по оси имеется полость малого диаметра для
предупреждения попадания больших масс воды в печь в
случае его аварийного оплавления. Хвостик служит для
крепления на нем огарка с резьбой, к которому прива-
ривается расходуемый электрод.
Электрод с огарком, приваренным вне печи, слишком
громоздок для резьбового соединения, а, кроме того, уже
после первой плавки невозможно снять огарок с резьбы.
На базе этой сравнительно простой конструкции раз-
вивались и другие варианты электрододержателей в за-
висимости от конкретной схемы приводов электрода.
Так, в случае привода со свободной цепной подвеской
электрододержателя (с контргрузом) вместо опорного
кольца на верхнем конце электрододержателя имеется
серьга для соединения с цепью. На печах с одновинто-
вым приводом электрододержатель имеет по оси допол-
нительно третью заглушенную снизу трубу, в которой
расположен ходовой винт. Вращение ходового винта обе-
спечивает поступательное движение ходовой гайке, не-
подвижно закрепленной в верхнем конце центральной
трубы, а с нею и электрододержателю. Для предотвра-
щения проворачивания электрододержателя его снабжа-
ют роликовым упором по направляющей.
Применяются печи с гидроприводом электрода. На
таких печах электрододержатель состоит из гидроци-
линдра, который размещается концентрично в водопод-
водящей трубке большого диаметра, и штока гидропри-
вода с поршнем, неподвижно закрепленного верхним
концом на каркасе печи.
Имеются электрододержатели со сквозным отверсти-
ем по оси, в котором через вакуумное скользящее уплот-
нение проходит тяга к устройству для захвата огарка,
приваренного к электроду вне печи [12].
Привод электрододержателя, степень авто-
матизации и программирования его работы во многом
определяют технический уровень вакуумно-дуговых пе-
чей. Назначение этой системы — равномерная подача
электрода по мере его расхода в процессе плавки, под-
держание постоянной заданной длины дуги и стабильно-
го режима ее горения в целях обеспечения высокого ка-
чества слитков (в первую очередь поверхности) и без-
аварийной работы.
В настоящее время в системах автоматики на про-
мышленных вакуумно-дуговых печах управление произ-
водится по таким параметрам, как напряжение, мощ-
ность (или сила тока) дугового разряда в сочетании с
длиной дуги Последняя оценивается косвенно по часто-
те следования импульсов напряжения при постоянных
капельных коротких замыканиях в процессе оплавления
электрода. На этом принципе осуществлен автоматичес-
кий регулятор типа АРДВ [9].
В регулятор входит также блок для индикации и по-
давления боковых паразитных дуг, которые могут при-
вести к проплавлению кристаллизатора. Регулятор ком-
плектуется и программатором позволяющим автомати-
чески управлять процессом плавки по заранее заданно-
му режиму изменения параметров во времени.
С применением автоматической системы регулирова-
ния повышаются требования к исполнительным механиз-
мам, которые сводятся к следующему: малое время
срабатывания, безынерционность, плавность, высокая
чувствительность. На вакуумно-дуговых печах необходи-
мо также обеспечить быстрый реверс с большими уси-
лиями (большой мощностью) на подъем электрода при
коротких замыканиях. Применявшиеся ранее системы
приводов электрода с двигателями постоянного тока, уп-
равлявшимися от электромашинных или магнитных уси-
лителей, не удовлетворяли этим требованиям. Более
подходящими для вакуумно-дуговых печей оказались
приводы, в которых используется дифференциальный
планетарный редуктор с двумя электродвигателями по-
стоянного тока, питающимися от тиристорного источника.
Применяющиеся на некоторых печах [12] гидравли-
ческие приводы электрода хотя и имеют определенные
достоинства (простота, компактность, возможность
плавного и широкого регулирования скоростей и уси-
лий), но не лишены и серьезных недостатков. Самым
серьезным из них является перетекание рабочей жид-
кости из полости в полость в гидроцилиндре через за-
зор между ним и поршнем, так как нельзя обеспечить
абсолютного уплотнения в этой трущейся паре. В ре-
зультате происходит самопроизвольное опускание элект-
рододержателя под собственным весом. Кроме того, по-
стоянно имеются потери масла из гидросистемы через
микронеплотности.
Системы охлаждения вакуумно-дуговых печей
предназначены для охлаждения всех узлов, испытываю-
щих тепловые нагрузки. Для охлаждения, как правило,
применяют воду. Снижение тепловых нагрузок с по-
мощью огнеупорной футеровки в вакуумно-дуговых пе-
чах исключено даже в узлах, не соприкасающихся не-
посредственно с жидким титаном, так как это связано
с трудностями обеспечения требуемого вакуума и нате-
кания. Тепловые нагрузки в ряде узлов печи велики,
особенно в кристаллизаторе: так, в зоне дугового раз-
ряда удельные тепловые потоки достигают 1000 кВт/м2
и более.
На водоохлаждаемой стенке медной изложницы в зо-
не максимальных тепловых потоков теплосъем ocj ще-
ствляется в режиме пузырькового кипения. Образующи-
еся пузырьки пара срываются потоком воды. При малых
давлениях и особенно низких скоростях потока охлаж-
дающей воды интенсивность парообразования может на-
столько возрасти, что пузырьки пара образуют сплош-
ную паровую пленку на охлаждаемой поверхности. Это
приведет к резкому снижению теплосъема и в результа-
те к перегреву стенки изложницы и короблению ее, уве-
личению вероятности прожога.
Для предупреждения перехода пузырькового кипе-
ния в режим пленочного имеются два пути: повышение
температуры закипания жидкости путем увеличения ее
давления и увеличение скорости ее движения в полости
водяной рубашки для интенсивного смыва образующих-
ся пузырьков пара. Возможности повышения давления
воды ограничены, так как при этом возрастают нагруз-
ки на стенку изложницы, что нежелательно. Поэтому
давление воды в системе охлаждения выбирают в пре-
делах 2,5—4,0 кгс/см2. Скорость водяного потока в по-
лостях охлаждаемых узлов поддерживают не менее чем
1 м/с. При таких параметрах расход охлаждающей во-
ды на крупных промышленных печах составляет до
100 м3/ч. Для предупреждения отложения накипи на ох-
лаждаемых поверхностях, снижающей эффективность
охлаждения, применяют смягченную воду.
Перечисленные выше требования обеспечиваются в
циркуляционных системах водяного охлаждения. Водо-
оборотные системы состоят из отстойников, насосных
станций необходимой производительности, градирен для
охлаждения воды. Перебои в подаче воды или хотя бы
снижение ее давления и расхода на печах во время их
работы недопустимы. Поэтому в системах специально
предусматриваются резервные насосы. На случай отклю-
чения двигателей на насосных станциях обязательны си-
стемы автоматического повторного включения и автома-
тического ввода резерва питания. На случаи перерыва
энергопитания в системах предусматривается автомати-
ческий переход на охлаждение печей (при немедленном
прекращении их работы) из резервных емкостей на во-
донапорных башнях.
Такая система водооборотного охлаждения широко
эксплуатируется во всех вакуумно-дуговых печах. Но
она не может удовлетворять всем требованиям, особенно
на печах для плавки титана и других реактивных метал-
лов, где ее применение не исключает опасности взрывов.
Система испарительного охлаждения кристаллизато-
ров, предложенная С. М. Бейзеровым с группой авто-
ров [13], обеспечивает повышенный теплосъем, значи-
тельно сокращает расход охлаждающей воды. Осуществ-
ление охлаждения при атмосферном (или даже понижен-
ном давлении) снижает нагрузки на изложницу.
Фирма «Лейболд-Хереус» на своих вакуумно-дуговых
печах устанавливает системы «бустерного» охлаждения
[11]. Этот способ состоит в том, что к системе общего
оборотного охлаждения на каждом кристаллизаторе пе-
чей дополнительно устанавливают индивидуальный во-
дяной насос (см. 11 на рис. 7), с помощью которого об-
разуется новый контур циркуляции воды в изложнице,
параллельный с основным. Этот насос обеспечивает
большую скорость водяного потока, позволяя тем самым
предупреждать срыв режима охлаждения с пузырчатым
кипением в режим с пленочным парообразованием, по-
высить допустимую температуру воды на выходе, а в ре-
зультате сократить расход воды примерно на 70%. При
этом возрастает срок службы изложниц.
Для исключения возрывоопасности печей при плавке
титана применяют систему охлаждения с жидкометал-
лическим теплоносителем, в качестве которого исполь-
зуют натрийкалиевый сплав эвтектического состава
(с 70% К). Такая система охлаждения принята для кри-
сталлизаторов с поддоном и отдельно для электрододер-
жателей на печах фирмы «Лейболд-Хереус», установ-
ленных для производства титановых слитков на заводе
английской фирмы «Импириэл Метал Индастриз» [14].
Применяемый в этой системе хладагент в случае пла-
вления охлаждаемых стенок не реагирует с титаном, и
взрыв при таких ситуациях исключается. Но компонен-
ты сплава, химически очень активные, самовозгораются
на воздухе. Поэтому требуется обеспечивать надежную
герметичность системы охлаждения и предусматривать
специальные противопожарные мероприятия при заме-
не кристаллизатора. Кроме того, дня охлаждения теп-
лоносителя в системе его циркуляции должны быть
громоздкие воздухоохлаждаемые радиаторы с вентиля-
торами большой производительности. Применение более
компактных водоохлаждаемых теплообменников исклю-
чено, так как они не менее взрывоопасны, чем сами печи
для плавки титана с водяным охлаждением.
Вакуумные системы на дуговых печах для
плавки титана выполняют две функции:
1) создают в печи перед плавкой необходимый ваку-
ум как защитную среду (или обеспечивают откачку
воздуха для заполнения печи инертным газом);
2) удаляют из губки естественные примеси (хлори-
стый магний, магний), влагу и дегазируют металл (отка-
чивают выделяющийся водород) в процессе плавления.
Для выполнения этих функций первые лабораторные,
полупромышленные и промышленные печи имели доволь-
но сложные вакуумные системы, включающие в себя ме-
ханические вакуумные насосы предварительной откачки,
паромасляные бустерные насосы и диффузионные высо-
ковакуумные насосы с запорной арматурой, фильтрами
и даже ловушками-вымораживателями.
Теоретический анализ процесса дегазации при плав-
ке титана и его сплавов, а также анализ влияния ваку-
ума на качество металла по материалам длительного
производственного опыта [15] позволили выработать до-
статочно обоснованный подход к выбору параметров ва-
куумных систем. Было установлено, что в процессе
плавки титана вакуумные системы должны обеспечи-
вать вакуум в зоне горения дуги около 1 • 10-1 мм рт. ст.
и не менее 1-10-2 мм рт. ст. в камере печи. Что касается
производительности вакуумных систем, то необходимая
скорость откачки газов прямо пропорциональна скорости
газовыделения, а последняя (при некотором постоянном
среднем уровне содержания хлористого магния, магния,
влаги и водорода в губке) линейно связана с массовой
скоростью плавки или в первом приближении с силой
тока. Эти принципы выбора параметров позволили зна-
чительно упростить вакуумные системы в целях надеж-
ной их работы.
Стабильность дугового разряда при плавке титана в
значительной степени определяется стабильностью под-
держания заданного разрежения. Известно, что в тита-
новой губке содержится до 0,2% хлористого магния и
некоторое количество металлического магния. Хлори-
стый магний — сильно гигроскопическое вещество. По-
этому титановая губка в процессе ее получения и при
производстве электродов из нее насыщается влагой,
особенно при повышенной влажности воздуха.
Содержание указанных примесей может резко коле-
баться по партиям губки и длине электродов. Примеси,
выделяясь в виде паров в процессе плавления электро-
дов, периодически существенно снижают разрежение и
нарушают стабильность дугового разряда. Появляется
тлеющий разряд, так называемая «ионизация», а при
больших выделениях хлористого магния разряд исчеза-
ет, плавление металла прекращается. Эти явления в ос-
новном проявляются только при первом переплаве
прессованных электродов из губки. При втором пере-
плаве монолитного слитка первого переплава эти явле-
ния, как правило, не наблюдаются.
Поэтому для печей, плавящих прессованные электро-
ды из губки, производительность вакуумных систем
должна быть, как правило, в полтора-два раза выше,
чем для печей второго переплава.
Наиболее распространенная современная вакуумная
система схематически представлена на рис. 9. Она со-
стоит из механического плунжерного насоса предвари-
тельной откачки 1 серии ВН (ВН-6, ВН-300), механиче-
ского бустера 13 — двухроторного насоса типа Рутса (се-
рии ДВН) необходимой производительности, пылеулав-
ливающей ловушки 7, вакуум-проводов 6, гибко сочле-
ненных с помощью сильфонных компенсаторов 4, задви-
жек 5, вентилей-натекателей 2, датчиков для измерения
вакуума 12 и манометров 10. Насосы типа ДВН-500,
2ДВН-1500 обеспечивают производительность соответст-
венно 500 и 1500 дм3/с и работают при вакууме от 1 до
1 • 10 ~3 мм рт. ст.
В некоторых случаях вместо механических бустеров
используют паромасляные типа БН-4500 производи-
тельностью 4500 дм3/с при вакууме 1 • 10-2 мм рт. ст.
Хотя в промышленности механические насосы типа
ВН и нашли широкое применение для предварительной
откачки, эксплуатация их на печах первого переплава,
где производится плавка электродов из губки, связана
со значительными сложностями.
Выделяющийся в процессе плавления хлористый маг-
ний и влага (в основном в процессе нагрева электрода),
несмотря на фильтры, попадают в масло, находящееся в
насосах. В результате образуется масловодяная эмуль-
сия, в которой растворяется хлористый магний и проис-
ходит сильная коррозия механических частей насосов
и преждевременный выход их из строя. Если при плавке
слитков второго переплава ресурс насоса составляет бо-
лее 3 лет, то при плавке электродов из губки — не бо-
лее 3 мес. Значительно выше и расход масла при пер-
вом переплаве из-за окисления его под действием вла-
ги и хлористого магния.
Пароэжекторные многоступенчатые вакуумные на-
сосы, об успешном использовании которых на вакуум-
ных печах для плавки стали сообщалось в литературе
[16], при плавке титана не нашли промышленного при-
менения. Очень высокая производительность и работа
этих насосов в диапазоне от атмосферного давления до
1 -10-2 мм рт. ст. позволила отказаться от многокаскад
ных вакуумных систем из разнотипных насосов, что
представлялось весьма заманчивым. Но постоянная ве-
роятность миграции водяных паров в откачиваемый объ-
Рис. 9. Схема вакуумной системы вакуумно-дуговых печей:
/-*-форвакуумный плунжерный насос типа ВН-6Г; 2— вентиль-натекатель;
3—вакуумная задвижка с автоматическим закрыванием; 4 — сильфонный
компенсатор; 5—вакуумная задвижка; 6 — вакуум-провод; 7 — ловушка-пыле-
сборник; 8 — вентиль для напуска воздуха или инертного газа; 9—патрубок
для инертного газа; 10 — мановакуумметр; 11 — вакуумная дуговая печь; 12—
датчик вакуумметра; 13 — механический бустерный вакуумный насос типа
ем и срывы вакуума при разовых больших газовыделе-
ниях в процессе плавки заставили отказаться от паро-
эжекторных насосов на печах для плавки титана.
Для измерения вакуума в камерах печей и на участ-
ках вакуумных систем используют вакуумметры ВТ-1,
ВТ-2 с термопарными лампами-датчиками, работающи-
ми в диапазоне 10—10—3 мм рт. ст., комбинированные
вакуумметры ВИТ-1 с термопарной и ионизационной ма-
нометрической лампой-датчиком, а также вакууммет-
ры типов ВСБ и ВРСБ на более широкие диапазоны
вакуума с автоматической регистрацией показаний.
Приборы для оптического наблюдения
за плавкой. Взрывоопасность вакуумно-дуговых печей
для плавки титана и размещение их по этой причине в
закрытых боксах и бронекамерах вызвали необходи-
мость разработки оптических систем дистанционного
наблюдения за процессом плавки.
Первыми приборами были оптические перископы,
трубы для наблюдения плавки титана типа ТНПТ, ко-
торые устанавливали на гляделки в крышке камеры и
давали одностороннее серповидное изображение поверх-
ности жидкого металла. Позднее были спроектированы
специальные оптические приборы для дистанционного
наблюдения, в которых световой поток лучей от жидкого
металла расщепляется и идет по двум каналам: к оку-
ляру и на матовый экран. Изображение на матовом эк-
ране с сохранением цветовых оттенков позволяет опе-
ратору-плавильщику отвлечься от постоянного наблю-
дения через окуляр и уделять больше внимания показа-
ниям приборов управления печью на пульте. Пульт уп-
равления печью с оптическим устройством для наблю-
дения за процессом плавки показан на рис. 10.
Применение для наблюдения за плавкой телевизион-
ных установок даже с цветным изображением не дает
существенных преимуществ, так как телевизионное изо-
бражение уступает по качеству оптическому. Поэтому
использование телевизионных установок оправдано лишь
в тех случаях, когда есть осложнения с применением оп-
тических приборов — труб, т. е. когда камера печи час-
то перемещается при обслуживании или даже подвиж-
на в процессе плавки (например, наклоняется при раз-
ливе на некоторых гарниссажных литейных печах).
В этих случаях целесообразнее применять приборы с
гибкими световодами из стекловолокон.
Источники питания. Особенностью вакуумной
дуговой плавки является то, что плавление электрода и
кристаллизация наплавляемого слитка происходят од-
новременно, и поэтому для получения качественного
слитка требуется стабильное подведение мощности к ду-
ге. В то же время сопротивление дугового промежутка
непрерывно изменяется в широких пределах вследствие
частичного шунтирования его каплями металла, стекаю-
щего с электрода, испарения летучих легирующих и при-
месных элементов особенно хлористого магния. При от-
сутствии в источнике питания стабилизирующей систе-
мы изменение электрического сопротивления в дуговом
промежутке влечет за собой броски тока. Возникающие
при этом электродинамические усилия «разбалтывают»
ванну жидкого металла, раскачивают и зачастую обры-
вают электрод. Происходит также разбрызгивание ме-
талла на стенку кристаллизатора, резко ухудшается про-
плав поверхности слитка.
Неустойчивое горение дуги создает опасность пере-
броса ее на стенку кристаллизатора и подплавления
или прожога последней.
Источниками для питания постоянным током первых
промышленных вакуумных дуговых печей были электро-
машинные преобразователи типа ГПН-550 на ток 6000 А
и ГПН-560 на 12500 А, которые не обеспечивали требуе-
мую стабилизацию тока при плавке и имели низкий ко-
эффициент полезного действия, равный примерно 75%
Использование балластных сопротивлений в этих систе-
мах хотя и существенно повышало стабильность про-
цесса, но приводило к увеличению расхода электроэнер-
гии на 20—30 %
Рис. 10. Внешний вид пуль-
та управления вакуумно-ду-
говой печи и оптическое
устройство для наблюдения
за процессом плавки
С развитием полупроводниковой техники для питания
печей стали широко применять стабилизированные по то-
ку статические источники постоянного тока на кремние-
вых вентилях. Первыми наиболее широкое применение
в промышленности получили выпрямители серии АВП,
разработанные в НИИэлектро. На рис. 11 приведена
принципиальная схема такого источника питания на си-
лу тока 12500 А.
В источниках этой серии осуществлена схема стаби-
лизации переменного тока на стороне низкого напряже-
ния с замкнутой системой регулирования. Эти преобра-
зователи позволяют получать ток силой 12500, 25000,
Рис. 11. Блок-схема выпрямительного агрегата АВП-2213:
Тр — силовой трансформатор ТМНПТ-6300/10; УР— уравнительный реактор;
ДНА, ДНВ, ДНС — управляющие дроссели насыщения; ОР — обмотка рабо-
чая; ШВ— шкаф выпрямительный с кремниевыми диодами; ТПТ — магнитные
усилители; ОСН — обмотки согласования нагрузки звезд трансформатора;
ОУ—обмотки управления; ООС — обмотки обратной связи; ФРОС— сглажи-
вающий реактор; ГА1У-главный магнитный усилитель; ПМУ—промежуточ-
ные магнитные усилители; РУ — реостат управления силой тока агрегата;
НУ — устройство для измерения силы тока; А— амперметр; V—вольтметр;
ВДП — вакуумная дуговая печь
37500 А с плавным регулированием от номинала до
1000 А при напряжении 75 В. Управление дросселями
насыщения может осуществляться посредством системы
магнитных усилителей блоков тиристоров.
Трансформаторы для питания указанных источников
выпускаются с масляным заполнением на первичное
напряжение 10000 и 6000 В и оборудованы переключаю-
щими устройствами для регулирования вторичного на-
пряжения в пределах 150—75 В.
Стабилизирующие свойства выпрямителей серии
АВП основаны на перераспределении напряжения пита-
ния между дросселями насыщения и нагрузкой. Падение
напряжения на дросселях тем больше, чем сильнее ток
нагрузки. В этом случае напряжение выпрямителя изме-
няется почти одновременно с изменением тока нагруз-
ки, чем обеспечивается быстродействие схемы при изме-
нениях сопротивления в дуговом промежутке. В регули-
руемом диапазоне этот источник имеет крутопадающую
кривую, характеризующую зависимость силы тока от
напряжения; наклон этой кривой тем больше, чем бли-
же к прямоугольной форме кривая намагничивания
дросселя.
Чтобы обеспечить устойчивое горение дуги на всех ре-
жимах плавки, особенно в режиме выведения усадочной
раковины, необходимо вводить в цепь достаточно боль-
шие реактивные сопротивления с прямоугольной кривой
намагничивания. Это связано со снижением коэффициен-
та мощности источника.
На промышленных установках эксплуатируются так-
же полупроводниковые преобразователи на силу тока до
25000 А с несколько иной системой стабилизации и регу-
лирования тока. Дроссельная система в этих агрегатах
размещена на стороне высокого напряжения. Источники
такого типа конструктивно просты, надежны в эксплуа-
тации (не требуется обслуживающий персонал высокой
квалификации), но имеют относительно небольшую точ-
ность стабилизации.
Принцип стабилизации в этих преобразователях тот
же, что и в источниках серии АВП, но разница между
ними состоит в том, что для ограничения бросков тока и
стабилизации его используются маслонаполненные уп-
равляемые дроссели насыщения, рабочие обмотки кото-
рых включены последовательно с первичными обмотка-
ми трансформаторов. При такой схеме крутопадающая
внешняя характеристика получается в результате рабо-
ты на ненасыщенном участке кривой намагничивания
дросселя. Этот источник имеет те же недостатки в ста-
билизации тока и значении коэффициента мощности, что
и источники серии АВП.
В Московском энергетическом институте разработана
серия принципиально новых параметрических источни-
ков тока (ПИТ) с выходными параметрами 60 В, 15000 А
и 65 В, 25000 А, которые имеют естественную крутопа-
дающую внешнюю характеристику, обусловленную па-
раметрическими свойствами схемы, т. е. специальным
соединением пассивных элементов — индуктивностей и
емкостей.
Главным достоинством параметрической схемы яв-
ляется автоматическое поддержание постоянным тока
дуги при изменении сопротивления внешней нагрузки.
Благодаря естественной крутопадающей внешней ха-
рактеристике ПИТ обеспечивает процесс стабилизации
тока дуги практически безынерционно. Существенное
преимущество ПИТ — возможность изменять по отноше-
нию к питающей сети фазовый угол нагрузки на емкост-
ный, т. е. источник имеет емкостный коэффициент мощ-
ности и отдает в сеть реактивную энергию.
В последнее время в СССР и за рубежом разработа-
ны и находятся в промышленной эксплуатации преобра-
зователи на силовых тиристорах. Несмотря на сложность
устройства электрических схем, эти источники малогаба-
ритны, имеют высокий к. п. д., высокую точность стаби-
лизации тока на всех режимах плавки слитков. Исполь-
зование для питания вакуумных дуговых печей стаби-
лизированных источников внесло существенное изменение
в способы регулирования энергетического режима
плавки. В нестабилизированных источниках изменение
мощности дуги в результате изменения дугового проме-
жутка очень незначительно, и регулирование мощности
достигается только одновременным изменением в одном
направлении и тока, и напряжения.
При стабилизированных источниках питания печей
регулирование мощности изменением дугового проме-
жутка приобретает не менее важное значение, чем регу-
лирование параметров источника. Стабилизированные
источники позволяют ввести новый фактор регулирова-
ния энергетического режима плавки изменением длины
дуги, т, е. напряжения на дуге, которое позволяет значи-
тельно лучше использовать установленную мощность
источника питания.
В промышленном производстве питание вакуумных
дуговых печей организуют таким образом, чтобы макси-
мально по времени загрузить источник и использовать
его на полную мощность.
Для печей, в которых выплавляются слитки без вы-
ведения усадочной раковины, один источник питания ус-
танавливают на две печи. При этом соответственно под-
бирают диаметр и длину слитка, чтобы при окончании
цикла плавки на одной печи начиналась плавка на вто-
рой печи.
К двум печам, выплавляющим слитки с выведением
усадочной раковины, рекомендуется устанавливать один
основной источник большой мощности для плавления
слитка и дополнительный источник небольшой мощнос-
ти (примерно 30% от основного источника) для выведе-
ния усадочной раковины и приварки электродов к элек-
трододержателю внутри печи.
2. ГАРНИССАЖНЫЕ ПЕЧИ ДЛЯ ПЛАВКИ ТИТАНА
Гарниссажные установки для плавки титана и других
химически активных металлов за рубежом чаще назы-
вают гарниссажными литейными или просто литейными
печами для плавки реакционных металлов. Этим подчер-
кивается их отличие от только что рассмотренных пе-
чей, заключающееся в том, что их используют только
для получения фасонного литья, тогда как вторые пред-
назначены для заготовительного литья, — производства
слитков. Однако гарниссажные печи можно использо-
вать и для производства слитков. Главный отличитель-
ный признак этих печей в том, что плавление
осуществляется не в кристаллизаторе, а в метал-
лическом или графитовом охлаждаемом тигле со
своеобразной футеровкой — гарниссажем, наморожен-
ным на стенках и днище тигля слоем переплавляемого
металла.
В ряде печей тигель представляет собой по существу
глухой кристаллизатор небольшой высоты с наглухо
приваренным поддоном — днищем. Иногда такой тигель
имеет (кроме гарниссажа) дополнительную защитную
футеровку—набивную из графитового порошка со связ-
кой, наборную из графитовых блоков — досок или вы-
точенную из графитового блока гильзу-стакан. Такая
графитовая футеровка используется для предотвраще-
ния прожогов металлического тигля в случае аварийно-
го сплавления дугой гарниссажа.
Крайними вариантами такого тигля являются тигель
без графитовой футеровки и почти чисто графитовый
(набивной или точеный) тигель-стакан, вставленный в
водоохлаждаемую обойму без днища, через которую осу-
ществляется охлаждение графитового тигля по боковой
стенке и подсоединение его
Рис. 12. Принципиальное устройст-
во гарниссажной печи:
/—привод электрододержателя; 2—
ходовой винт; 3 — электрододержа-
гель; 4~ камера электрода; 5 —
вспомогательный элсктрододсржа-
гель с нерасходуемым электродом
для оплавления настыли на носке;
6 — расходуемый электрод; 7 —
крышка вакуумной камеры; 8 —
гляделка; 9 — формы -для заливки;
10—изложница для залнвки жид-
кого металла; 11 — вакуумная ка-
мера; 12 — центробежный стол; 75-
шланг водяного охлаждения; 14—
гирлянда гибких кабелей; 15 — во-
доохлаждаемый тигель; 16 — соле-
ноид; 17 — вакуум-провод; 18 — ме-
ханизм наклона тигля для слива
металла; 19 — гляделка; 20 — захват
державки электрода; 21 — верхняя
гирлянда кабелей
к одному ИЗ ПОЛЮСОВ ИСТОЧ-
ника питания. Более под-
робный обзор конструктив-
ных разновидностей тиглей
приведен в литературе [17].
Там же рассматриваются и
варианты тиглей по способу
слива металла: с донным
сливом, со сливом через но-
сок, через затопляемое от-
верстие, с центробежным
сливом. Способ слива пред-
определяет особенности в
оформлении тиглей.
На гарниссажных печах
можно применять те же ис-
точники тепла и электроды,
которые применяются и на
печах для производства
слитков: расходуемые и не-
расходуемые электроды всех
типов при вакуумно-дуговом
разряде, плазмотроны и
электронно-лучевые пушки.
Таким образом, рассматри-
ваемые печи в отличие от
кристаллизаторных (слит-
ковых) печей следует, на
наш взгляд, называть ти-
гельными гарниссажными.
Принципиальная схема
вакуумно-дуговой гарнис
сажной печи представлена
на рис. 12. Основной узел
печи — охлаждаемый тигель
15 располагается внутри вакуумной камеры 11, которая
вакуум-проводом //соединена с вакуумной откачной си-
стемой. На съемной крышке печи 7 смонтирована камера
для расходуемого электрода 4, электрододержатель 3 и
механизм его перемещения 1. Через крышку вводится
вспомогательный электрододержатель 5 с нерасходуе-
мым электродом для оплавления настыли на сливном
носке тигля. Под сливным носком на поворотном или
вращающемся (центробежном) столе 12 устанавливают
изложницу 10 или форму 9, в которые заливается жид-
кий металл.
Снаружи тигля расположена катушка соленоида 16.
Электропитание к тиглю подводится гибкими кабелями
14, а охлаждение гибкими шлангами 13. Наблюдение
за процессом плавки и разливкой осуществляется ви-
зуально или дистанционно с помощью оптических или
телевизионных устройств через окна-гляделки 8 и 19
в крышке и корпусе печи.
Рабочий процесс в такой печи заключается в сле-
дующем. На специальном стенде около печи, где нахо-
дится снятая крышка, к электрододержателю подсоеди-
няют расходуемый электрод. Крышка краном снимается
со стенда и устанавливается на вакуумную камеру. При
этом расходуемый электрод 6 располагается по оси тиг-
ля. Печь вакуумируется. На электрододержатель и ти-
гель подают напряжение от источника питания, элек-
трод опускают до короткого замыкания и возбуждают
дуговой разряд. На малой мощности некоторое время
прогревают электрод и тигель. Затем ступенчато или
сразу поднимают мощность дуги до рабочей величины
и сплавляют расходуемый электрод. Наплавленный ме-
талл сливают через носок, наклоняя тигель специальным
механизмом 18 относительно горизонтальной оси, про-
ходящей под сливным носком.
Операцию слива проводят по двум вариантам в за-
висимости от конструкции печи. Если электрододержа-
тель не мешает наклону тигля, то слив начинают перед
концом сплавления электрода при горящей дуге. При
этом электрод перемещают вслед за уровнем металла.
Этот способ слива «из-под дуги» позволяет избежать
захолаживания металла при разливе. Если электродо-
держатель не позволяет наклонять тигель свободно, то
электрод сплавляют полностью, отключают питание пе-
чи, электрододержатель с максимальной скоростью под-
нимают из тигля в крайнее верхнее положение и быстро
сливают металл в формы (изложницы).
Все конструктивные схемы вакуумно-дуговых гар-
ниссажных печей по способу разливки жидкого металла
могут быть разделены на несколько основных групп.
Печи с донным сливом жидкого металла наи-
более просты, но не надежны в работе. Трудности кон-
троля поведения донного гарниссажа приводят иногда
к преждевременному сливу металла (при неполностью
сплавленном электроде), а в других случаях — к нарас-
танию донного граниссажа и невозможности его слива.
В печах с наклоняющейся камерой, при-
мером которых может служить одна из первых отечест-
венных печей типа ВДЛ-1, изложницу или форму уста-
навливают у сливного носка по оси, перпендикулярной
оси электрода и тигля. Слив металла происходит через
носок при наклоне всей печи. Возврат печи в исходное
положение недопустим до момента полного заполнения
металлом изложницы. Это означает необходимость пол-
ного слива металла из тигля, что исключает последова-
тельную заливку нескольких изложниц.
Печи с центробежной разливкой через
край тигля типа ВДЛ-6 [18] узкоспециализированы
для отливки изделий кольцевой формы и имеют ограни-
ченное применение.
Наиболее распространенными в настоящее время яв-
ляются печи с наклоном тигля и сливом ме-
талла через носок. Типичным представителем уста-
новок этого типа является печь ОКБ-956 с емко-
стью тигля 60—100 кг жидкого титана. Недоста-
ток таких печей — невозможность слива металла
из-под дуги.
Этот недостаток устранен в печах с наклоном
тигля и электрода, объединенных в комплексный
узел, включая механизм подачи электрода, с общим
каркасом и одним приводом поворота.
Есть группа печей со сл ив ом металла из тиг-
ля через затопляемую летку с тиглем специаль-
ной коробчатой формы емкостью 250 кг (рис. 13).
Седьмую группу печей составляют печи с разлив-
кой жидкого металла из тигля наклоняющейся
плавильной камеры по желобу.
К этой группе относится показанная на рис 14 и 15
вакуумно-дуговая гарннссажная печь ДТВГ-0,6ПЦ, раз-
Рис. 13. Схема устройства дуговой
гарннссажной печи с затопляемой
леткой:
I — электрододержатель; 2 — расхо-
дуемый электрод; 3— плавильная
вакуумная камера; 4 — тигель с за-
топляемым отверстием-леткой; 5 —
электрод для прожога сливного от-
верстия; 6 — литейная камера; 7 —
центробежная машина; 8 — излож-
ница; 9 — воронка
Рис. 14. Вакуумно-дуговая гариис-
сажная печь ДТВГ-0.6ПЦ:
1 — вакуумный патрубок; 2 — зуб-
чатый сектор; 3— токоподвод; 4 —
шток-электрододержатель с гидро-
приводом; 5 — плавильная камера;
6 — электрод; 7 — тигель; 8 — соле-
ноднд; 9— привод механизма на-
клона печи; 10 — заливочная каме-
ра; 11— сливной лоток; 12 — ворон-
ка; 13—кристаллизатор (излож-
ница, форма); 14 — поддон; 15 —
механизм вращения; 16— центро-
бежный стол
Л Вакуумной,
системе
работанная во ВНИИЭТО, и спроектированный на ее
основе вариант вакуумно-компрессионной печи для вы-
плавки слитков титана 6ДТВКГ-0,6ПЦ. Эти печи су-
щественно отличаются от всех рассмотренных выше.
В печах предыдущих типов плавильные и литейные ка-
меры либо выполнены в виде единого узла, либо жестко
соединяются во время процесса плавки и литья. Особен-
ностью печей седьмой группы является то, что литейные
(заливочные) 10 и плавильные 5 камеры у них обособ-
Рис. 15. Общий вид установки гарниссажной вакуум но-дуговой
печи для плавки титана ДТВГ-0.6ПЦ емкостью 1000 кг
лены и соединяются между собой пустотелыми цапфа-
* ми. При этом литейные камеры стационарны, а плавиль-
ные для слива имеют возможность наклоняться, пово-
. рачиваясь относительно оси пустотелых цапф. При
наклоне плавильной камеры жидкий металл из подсоеди-
ненного к ней снизу тигля 7 через носок сливается на
лоток-желоб 7/, проходящий через цапфу, и по нему
передается в литейную камеру, где через воронку 12
заливается в формы или изложницы 13.
Печь ДТВГ-0,6 ПЦ имеет две заливочные камеры,
расположенные симметрично относительно плавильной,
что позволяет существенно увеличить производитель-
ность печи. Масса расходуемого электрода равна уд-
военной емкости тигля. После наполнения тигля метал-
лом до проектного уровня его разливают в изложницы,
установленные в одной из камер на центробежном сто-
ле 16, вращающемся от привода 15, расположенного под
камерой на отдельном фундаменте. После слива метал-
ла печь сразу же возвращают в вертикальное положе-
ние, разливочный желоб извлекают из цапфы в заливоч-
ную камеру, а под сливной носок подают лоток из дру-
гой камеры. Снова зажигают дугу, расплавляют вторую
половину электрода и металл разливают в изложницы,
находящиеся во второй камере.
Наклон всей плавильной камеры 5 или только ее
крышки с электрододержателем 4 осуществляется от
одного привода 9 с помощью зубчатого сектора 2 и ку-
лисного механизма.
К обеим заливочным камерам подсоединены авто-
номные вакуумные системы, каждая из которых состо-
ит из двух бустерных насосов БН-4500, одного механи-
ческого бустерного насоса ДВН-1500 и двух форваку-
умных насосов ВН-6Г с системой трубопроводов и за-
движек. Откачка газов из плавильной камеры произво-
дится через пустотелые цапфы и заливочные камеры.
Для загрузки электрода крышку печи поворачивают
относительно горизонтальной оси на прямой угол от-
дельно от корпуса печи, который остается в этом случае
в стационарном фиксированном положении, Электрод
устанавливают в тигель мостовым краном, и крышку
возвращают в исходное положение, герметично соеди-
няя ее корпусом.
Загружают и разгружают заливочную камеру мос-
товым краном, снимая для этого крышку вместе со
смонтированными на ней разливочным желобом и при-
водом.
Достоинствами этого типа печей являются возмож-
ности слива металла «из-под дуги» и многократных по-
следовательных заливок, отсутствие внутри вакуумного
объема токопроводов и подвода охлаждающей воды к
тиглю. При варианте печи 6ДТВКГ-0.6 ПЦ с одной за-
ливочной камерой можно отказаться от механизма пе-
ремещения лотка. Все это делает печь универсальной
по назначению, с широкими технологическими возмож-
ностями, удобной в эксплуатации.
Недостаток печей такого типа по сравнению с други-
ми— дополнительная потеря части металла с настыля-
ми на желобе и в результате подстуживания в момент
разливки. Поэтому проектировать такие печи малой ем-
кости для фасонного литья не рекомендуется. Но при
большой емкости печей, предназначенных для крупных
фасонных отливок и особенно для заготовительного
слиткового литья, температура заливаемого металла не
имеет решающего значения, а потери его в настыль на
желобе становятся относительно незначительными. Это
позволяет считать печи с разливкой по желобу перспек-
тивными для новой области — литья слитков сложных
форм и сложных высоколегированных сплавов титана
гарниссажным способом взамен традиционного в кри-
сталлизаторных печах.
В настоящее время для плавки титана выпускается
ряд вакуумно-дуговых гарниссажных печей типа ДТВГ
различной емкости, разработанных во ВНИИЭТО. Па-
раметры этих печей приведены в табл. 5. Имеются про-
екты печей емкостью более 1 т.
На металлургических и машиностроительных заво-
дах эксплуатируются гарниссажные печи других типов,
спроектированные и изготовленные другими организа-
циями, в том числе серии «Нева» емкостью до 500 кг,
предназначенные для производства различных фасон-
ных отливок.
Достоинствами гарниссажной плавки являются по-
лучение больших количеств жидкого металла (при
этом весь металл электрода к концу плавки находится
в расплавленном состоянии) с хорошим усреднением хи-
мического состава, возможность отливки слитков слож-
ных форм (в частности, квадратного, прямоугольного
и кольцевого сечения), высокое качество поверхности и
ТАБЛИЦА S
ОСНОВНЫЕ ПАРАМЕТРЫ ВАКУУМНО-ДУГОВЫХ ГАРНИССАЖНЫХ
ПЕЧЕН ДЛЯ ПЛАВКИ ТИТАНА СЕРИИ ДТВГ
Параметры ДТВГ-0.06ПЦ (ОКБ-956) ДТВГ-0.16ПФ (ОКБ-935) ДТВГ-0.6ПЦ ДТВГ-1.0ПЦ (ОКБ-1024)
Емкость плавильной ван- ны, кг 60 160 600 1 000
Диаметр тигля (без гар- ниссажа), мм .... 442 4 440 880 1 000
Глубина тигля (без гар- ниссажа), мм .... 395 470 950 885
Сила тока, кА .... 14,0 14,0 37,5 37,5
Максимальные размеры электрода, мм: длина . . . 500 500 1200 1000
диаметр . ...» 300 300 620 770
Число установленных электродов, шт. . . . 5 5 2 1
Скорость вращения фор- мы, об/мин — — До 250 200—400
Емкость бункера, л . . 600 600 — 650
Мощность вспомога- тельного оборудования, кВт 132 132 300 282
Расход охлаждающей воды, м3/ч 38 38 70 24
Масса печи, т . . . . 36,6 36,6 61 75
Общая высота печи, мм 5720 5 845 5800 6 000
В том числе заглубле- ние 2000 2 000 1980 2 700
Ширина печи, мм . . . 3250 5 775 7600 5100
Длина печи (в плане), мм 7800 10 000 8600 15 000
однородность по сечению отливок, возможность вовлече-
ния большого количества отходов без дорогостоящего
предварительного их измельчения.
Эти достоинства позволяют считать гарниссажную
плавку экономически весьма эффективной и в производ-
стве слитков для последующей обработки деформаций,
так как она позволяет повысить выход годного (за счет
возможности деформации слитков без их обдирки), сни-
зить брак по неоднородности и внутренним инородным
включениям, снизить стоимость шихтовых материалов,
снизить расходы по получению полуфабрикатов без про-
межуточных операций за счет удобной формы слитков.
3. ЭЛЕКТРОШЛАКОВЫЕ, ПЛАЗМЕННЫЕ
И ЭЛЕКТРОННОЛУЧЕВЫЕ ПЕЧИ
ДЛЯ ПЛАВКИ ТИТАНА
Печи этой группы успешно используют для переплава
тугоплавких металлов и сталей с целью повышения их
качества [19]. Конструкции их доведены до промыш-
ленных образцов и продолжают совершенствоваться.
Однако о применении этих печей в металлургии титана
пока можно говорить практически лишь с точки зрения
оценки перспектив такого использования на основе изу-
чения достоинств и недостатков этих печей.
Техническими преимуществами электрошлаковых пе-
чей считаются открытое исполнение кристаллизатора,
отсутствие дорогостоящей вакуумной системы, простота
и надежность источников питания, а технологическими
достоинствами — хорошее качество поверхности слит-
ков и макроструктуры, чистота по неметаллическим
включениям, возможность получения слитков квадрат-
ного, прямоугольного и кольцевого сечений.
Использование электрошлакового процесса для про-
изводства цилиндрических слитков титана было опробо-
вано на промышленных печах еще в конце пятидесятых
годов. Тогда же на полупромышленной трехэлектродной
печи были получены этим способом плоские слитки
различных титановых сплавов сечением 200Х800Х
Х700 мм, массой до 500 кг [20].
Полученный опыт показал, что электрошлаковый пе-
реплав титана не столь эффективен, как сталей. Элек-
трошлаковые печи в этом случае теряют одно из преи-
муществ — простоту конструкций, так как высокая ре-
акционная способность титана требует герметизации пе-
чи и хотя бы простейшей вакуумной системы. Но глав-
ным недостатком электрошлакового переплава является
отсутствие дегазации металла в процессе, а первый пе-
реплав вакуумной дуговой печи, предшествующий элек-
трошлаковому, не всегда обеспечивает полную дегаза-
цию, так как в титановой губке в качестве примеси со-
держится водород иногда в очень больших количествах.
По этим причинам применение электрошлакового
способа для плавления титана не получило заметного
развития и исследования в этом направлении за послед-
нее десятилетие резко сократилось. Тем не менее
полностью они не прекращены. Ведутся поиски но-
вых систем шлаков специально для плавки тита-
на [21].
Плазменно-дуговые печи по существу представляют
собой печи со своеобразным нерасходуемым электро-
дом-плазмотроном. Достоинствами плазмотронов как
нагревательных элементов являются стабильность раз-
ряда в газовом потоке, хорошая регулируемость мощ-
ности, относительно большая (по сравнению с нерасхо-
дуемыми электродами) стойкость катодов за счет ох-
лаждения их газом, возможность получения высоких
температур, большая концентрация энергии. Обычно в
качестве плазмообразующих газов используют азот, во-
дород, аргон, гелий и их смеси, но для титана могут
применяться лишь благородные газы. При этом остает-
ся существенный недостаток плазменного способа плав-
ки, накладывающий определенные ограничения на сфе-
ру применения его в производстве титана — это отсут-
ствие дегазации и повышенные требования к чистоте
плазмообразующих газов для
предупреждения загрязнений
металла.
Тем не менее использование
плазмотронов представляется
перспективным, например для
переплава металлургических
отходов с пониженным содер-
жанием водорода. О работах в
этом направлении сообщалось
в отечественной литературе
[22]. Переплав титановых и
некоторых других отходов про-
водили в печи с плазмотроном
прямой дуги мощностью 300
кВт. Схема этой печи приведе-
на на рис. 16. Плавка ведется
в медном водоохлаждаемом
кристаллизаторе с вытягива-
нием слитка. По-видимому, це-
лесообразно использование
Рис. 16. Плазменно-дуговая печь
ПДО-ЗОО:
I — соленоид; 2 — бункер для кус-
ковой шихты со шнековым питате-
лем; 3 — плазмотрон; 4 — камера
печи; 5 — вакуумный насос; 6 —
кольцо-экран; 7 — отклоняющая
магнитная система; 8—слиток; 9—
кристаллизатор; 10 — источник пи-
тания; 11 — камера-холодильиик;
12—механизм вытягивания слитка
плазмотронов в гарниссажных печах для переплавки
скрапа. Но в этом случае мощность плазмотронов долж-
на быть большой. В настоящее время мощность их пока
недостаточна и составляет несколько сотен киловатт. По-
этому мощные печи оснащают несколькими плазмотро-
нами, например печь FMP-2400 японской фирмы «Уль-
вак» [23].
В СССР и некоторыми фирмами за рубежом ведутся
работы по созданию совершенных плазмотронов мега-
ваттного класса и источников питания к ним. Это сущест-
венно расширит возможности плазменной техники.
Электроннолучевые печи широко используют для
плавления тугоплавких металлов, таких как вольфрам,
молибден, тантал, ниобий. С устройством и принципом
работы этих установок можно ознакомиться по литера-
турным источникам [3, 15]. Электроннолучевые печи су-
ществуют в трех вариантах: с плавящимся анодом, с ра-
диально-щелевыми пушками и с коаксиальными пуш-
ками.
Общеизвестными достоинствами печей этого класса
являются возможность высокой концентрации энергии,
хорошая управляемость мощностью и ее распределе-
нием по облучаемым площадям, получение очень высо-
ких температур, возможность переплава кусковых ма-
териалов.
Однако всем трем типам электроннолучевых печей
в той или иной мере свойственен существенный недоста-
ток — для их работы необходим глубокий вакуум поряд-
ка 1 • 10~е мм рт. ст. В случае большого и неравномерного
содержания газа в переплавляемом металле может про-
исходить срыв вакуума из-за обильного газовыделения
и нарушение работы электроннолучевых устройств
вплоть до выхода их из строя. Второй недостаток элек-
троннолучевых плавильных печей заключается в том,
что при больших температурах, развиваемых электрон-
ным лучом, происходит интенсивное испарение легколе-
тучих легирующих компонентов и примесей. Поэтому,
во-первых, трудно обеспечивать заданный химический со-
став сплавов с рядом легирующих добавок и, во-вторых,
могут выйти из строя печи в результате «отравления»
эмиттера электронов атомами испаряющихся металлов.
Все эти недостатки ограничивают область применения
электроннолучевых плавильных печей. Они могут быть
эффективно использованы для тугоплавких металлов и
некоторых сплавов из компонентов с низкими упругостя-
ми паров и с незначительным содержанием газовых при-
месей.
За рубежом западногерманская фирма «Дегусса»
выпускает многоцелевые электроннолучевые ne4HHVOes
20/70 и HVOes 20/100 с кольцевым катодом (и плавящим-
ся анодом). Другая западногерманская фирма «Лей-
болд-Хереус» спроектировала и выпускает целую гамму
электроннолучевых установок разного целевого назна-
чения с коаксиальными пушками, в том числе плавиль-
ные установки для производства слитков. Среди этих
печей особенно отличается многопушечная печь с пере-
ливом через край тигля [24]. По существу она пред-
ставляет собой комбинацию гарниссажной и кристалли-
заторной (с вытягиванием слитка) электроннолучевых
печей. Гарниссажный тигель этой печи имеет корытооб-
разную форму. С одной торцовой части ее горизонтально
подается переплавляемый пруток, спрессованный из
кусковых материалов. С этой же стороны сбоку подает-
ся на плавку непосредственно кусковая шихта, скрап.
На другом конце через носок жидкий металл непрерыв-
но со скоростью наплавления сливается в кристаллиза-
тор для получения цилиндрических, плоских или квад-
ратного сечения слитков. Используются и цилиндричес-
кие кристаллизаторы с центральным водоохлаждаемым
стержнем, заведенным сверху, для отливки полых слит-
ков-заготовок для прессования труб, например, из цир-
кония.
В СССР также разработан ряд электроннолучевых
печей для плавления тугоплавких металлов [10]. Сооб-
щалось [25] о создании электроннолучевой печи спе-
циально для плавки титана.
Оценивая перспективы применения электроннолуче-
вых плавильных печей в металлургии титана, можно по-
лагать, что они могут оказаться эффективными для пе-
реплава скрапа с незначительным содержанием водо-
рода, для производства слитков (в том числе сложных
форм) технического титана и некоторых его сплавов.
Таким образом, вакуумно-дуговой переплав расходу-
емых электродов сегодня является самым технически
освоенным и экономичным методом производства слит-
ков. В будущем можно ожидать, что доля его в произ-
водстве плавленого титана будет постепенно уменьшать-
ся за счет других методов плавки, которые окажутся
конкурентоспособными при специализированном назна-
чении в особых сферах производства (слитки сложных
форм, переработка скрапа, технический титан, сложные
сплавы).
Выбор оборудования в каждом конкретном случае
организации производства впредь все чаще будут все-
сторонне обосновывать, исходя из качества сырьевых
материалов, назначения и качества продукции, эконо-
мической эффективности по всей технологической цепи
от производства титановой губки и лигатур до готовых
изделий.
4. ОБОРУДОВАНИЕ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ
РАСХОДУЕМЫХ ЭЛЕКТРОДОВ
Основными шихтовыми материалами для производства
титановых слитков являются губчатый титан, оборотные
отходы (в виде стружки, листовой обрези, кусковых от-
ходов, облоя от штамповок), а при производстве спла-
вов и легирующие добавки чаще всего в виде соответ-
ствующих лигатур.
Подробная характеристика этого сырья дана в сле-
дующей главе. Губчатый титан для производства слит-
ков не однороден по качеству и составу. Еще более раз-
нородной становится шихта, когда в ее состав добавля-
ют оборотные отходы и легирующие добавки. Процесс
плавления такой шихты должен быть построен таким
образом, чтобы обеспечивалась высокая химическая од-
нородность слитка. Наиболее подходящим в этом от-
ношении был бы метод индукционной тигельной плавки.
Но, как уже отмечалось выше, индукционные печи не
нашли промышленного применения вследствие загряз-
нения металла углеродом из графитовых тиглей.
На начальном этапе развития производства для фор-
мирования расходуемых электродов применялись ваку-
умные дуговые печи с нерасходуемым электродом из
вольфрама или графита, оборудованные бункерами для
переплавляемой кусковой шихты. Слитки, полученные
в этих печах, использовали в качестве расходуемых
электродов для повторной плавки. Однако от такой тех-
нологии вскоре отказались из-за загрязнения металла
вольфрамом или углеродом. Промышленное применение
нашли только печи первого переплава, расходуемые
электроды для которых получают путем прессования на
специальных прессах.
Существуют два принципиально различных метода
прессования. За рубежом применяют преимущественно
прессование в закрытых штампах на мощных прессах
одностороннего или двустороннего действия. При этом из
кусковой шихты получают блоки-бруски небольшой
длины квадратного, прямоугольного, трапецеидального
сечения, цилиндрической или полуцилиндрической фор-
мы. Эти блоки в специальном приспособлении собирают
в электрод необходимой длины и сваривают. Для этой
цели фирма «Лейболд-Хереус» (ФРГ) выпускает уста-
новки, представляющие собой горизонтальные вакуум-
ные камеры, в которых блоки, смонтированные в элек-
трод с помощью корзины-кондуктора, свариваются плаз-
мой или электронным лучом [11]. Применяется также
аргоно-дуговая сварка вручную расходуемым или не-
расходуемым электродом.
В СССР разработан и применяется более прогрес-
сивный метод порционного прессования кусковой шихты
в расходуемый электрод через коническую проходную
втулку-матрицу на мощных гидравлических прессах.
По этому способу электрод отдельными пооциями ших-
ты заданного расчетного состава наращивается до
длины, необходимой на целый слиток первого перепла-
ва. Сущность этого процесса описана в литературе [26]
и будет рассмотрена в последующих главах.
Электроды малого диаметра (100—200 мм) изготав-
ливают на вертикальных или горизонтальных гидравли-
ческих прессах усилием 400—1500 тс. На горизонталь-
ных прессах усилием 3500 тс, применяемых для прессо-
вания алюминиевых прутков, можно получить электро-
ды диаметром до 350 мм.
Для большегрузных печей с кристаллизаторами диа-
метром до 870 мм выплавка слитков второго переплава
массой до 8 т из исходных электродов диаметром 350 мм
была возможна лишь из нескольких слитков первого
переплава, что сильно уменьшало производительность
при плавке, а кроме того, вызывало дефекты. Поэтому
для изготовления расходуемых электродов диаметром
более 350 мм были изготовлены вертикальные гидрав-
лические прессы усилием 10000 тс. Внешний вид пресса
и готовые электроды показаны на рис. 17.
Сущность процесса прессования электродов уже из-
лагалась в литературе [26] и будет подробнее рассмот-
рена при описании технологии производства слитков.
Новые высокомеханизированные агрегаты оборудо-
ваны автоматической системой дозирования и подачи в
контейнер хорошо усредненных шихтовых материалов.
Они позволили организовать промышленное производ-
ство расходуемых электродов диаметром до 650 мм,
длиной до 5,5 м с высо-
Рис. 17. Внешний вид гидравличе-
ского пресса усилием 10000 тс для
изготовления расходуемых электро-
дов из титановой губки, кусковых
легирующих и скрапа. На перед-
нем плане — готовые электроды
кой механической проч-
ностью при содержании
в шихте до 35% обо-
ротных отходов производ-
ства, с требуемым равно-
мерным распределением
легирующих добавок по
сечению.
5. ВОПРОСЫ
ВЗРЫВОБЕЗОПАСНОСТИ
ПРИ ПЛАВКЕ ТИТАНА
Во время плавления рас-
ходуемого электрода ме-
жду электродом и стен-
кой кристаллизатора
происходит ионизация
атомов газа и металлов,
испарившихся из жидкой
ванны или из конденсата
легколетучих примесей и
легирующих компонен-
тов, которые постоянно
отлагаются на холодных
участках кристаллизато-
ра выше зоны плавки. Та-
кая ионизация иногда вы-
зывает образование пара-
зитных кратковременно
существующих дуг между
электродом и кристалли-
затором. При некоторых
обстоятельствах (напри-
мер, малый зазор между
кристаллизатором и элек-
тродом вследствие кри-
визны или плохой цент-
ровки последнего боковой разряд стабилизируется на оп-
ределенном участке и может произойти сквозное про-
плавление водоохлаждаемой стенки кристаллизатора.
Через образующиеся в водоохлаждаемых стенках
отверстия в печь с расплавленным металлом попадает
вода. Такая аварийная ситуация иногда приводит к
взрыву печи. Конкретные обстоятельства ряда взрывов
рассмотрены в работе [27]. По гипотезе С. М. Когарко
и Смиттелса, при попадании в печь во время плавки
воды происходит не только ее испарение, но и термичес-
кая диссоциация с последующим связыванием кислоро-
да химически активным жидким титаном в окисел. Об-
разующийся при этом водород почти не растворяется
в жидком металле и накапливается с парами воды
в вакуумной камере печи Если при этом в печь попадет
кислород воздуха, то может образоваться гремучий газ
и произойти взрыв.
Толщина стенки кристаллизатора имеет важное зна-
чение в исключении сквозных прожогов медных из-
ложниц и попадания в этом случае воды в печь. Первые
промышленные вакуумные дуговые печи были оборудо-
ваны медными изложницами с толщиной стенки 10—
12 мм. Опыт работы показал, что при такой толщине
стенки изложницы даже незначительные отклонения от
установленных режимов плавления ведут к сквозному
прожогу и попаданию воды в печь.
Авторами были предложены и внедрены медные из-
ложницы с толщиной стенки 40—50 мм, позволившие
значительно уменьшить сквозные прожоги и резко уве-
личить стойкость изложниц по короблению. Для сквоз-
ного прожога изложницы с толщиной стенки более 40 мм
требуется достаточно длительное, исчисляемое уже ми-
нутами, время горения мощной дуги на стенку. Это поз-
воляет сконструировать и использовать на печах надеж-
ные блокирующие системы, реагирующие на переброс
дуги и имеющие время срабатывания до 10 с. Для конт-
роля надежности работы автоматики и устройств пере-
мещения электрода применяют специальную систему
блокировок, отключающих питание печи в случае пре-
вышения напряжения сверх установленных пределов.
Во избежание реагирования блокировок на случайные
кратковременные подъемы напряжения дуги устанавли-
вают, как правило, устройство для задержки срабаты-
вания. В качестве дублирующей блокировки от превы-
шения напряжения дуги применяют также контроль за
перемещением электрода вниз. Если при токе, большем
0,5 от номинального, в течение 1—2 мин нет подачи
электрода вниз, то подается соответствующий сигнал:
Переброс горения дуги на стенку изложницы проис-
ходит, как правило, при увеличении напряжения на дуге
сверх допустимого вследствие нарушения нормального
режима работы автоматического регулятора, отказа си-
стемы подачи электрода вниз или при отклонении элек-
трода от вертикальной оси и касании его стенки излож-
ницы. Электрододержатель, по конструктивным сообра-
жениям, приходится охлаждать водой, так как диаметр
его всегда должен быть не менее чем на 100 мм меньше
огарка. Применяемые резиновые уплотнения вакуумная
камера — электрододержатель не выдерживают высо-
кой температуры. В то же время по электрододержателю
необходимо пропускать большие токи (до 37500 А) при
сравнительно малом его сечении. Охлаждение водой по-
зволяет поддерживать достаточно низкую температуру
электрододержателя.
Для предотвращения оплавления электрододержате-
ля применяют ограничители величины хода его вниз.
На случай аварийного сплавления торца электрододер-
жателя устанавливают быстродействующую блокирую-
щую систему, прекращающую подачу в него воды и сни-
мающую питание печи. Система срабатывает при паде-
нии вакуума в печи сверх заданной величины.
На сливной линии водоохлаждения электрододержате-
ля обязательно устанавливают возвратный клапан, пре-
дотвращающий попадание в печь воздуха из атмосферы.
Для выпуска газа при избыточном давлении во вре-
мя аварийных ситуаций на всех печах для плавки тита-
на устанавливают специальные герметические возврат-
ные клапаны, которые срабатывают при давлении выше
0,051 кгс/мм2.
Для предотвращения образования «гремучей» смеси
в случае прожога поддона и кристаллизатора на печах
устанавливают автоматическую быстродействующую си-
стему отключения их от вакуумных насосов и уменьше-
ния количества подаваемой охлаждающей воды.
Поскольку трудно учесть все возможные случаи обра-
зования «гремучей» смеси в печи для выплавки слитков
титана, их устанавливают в защитных боксах. Боксы
изготавливают из железобетона с толщиной стенки не
менее 300 мм или из листовой стали с ребрами усиления.
68
Глава 2
ШИХТА
ТИТАНОВЫХ
СПЛАВОВ
Шихтовыми материалами для выплавки титана и его
сплавов являются титановая губка, легирующие эле-
менты в виде чистых металлов или различных лига-
тур, отходы титановых сплавов (куски, листовая об-
резь, стружка).
1. ТИТАНОВАЯ ГУБКА
Методы получения исходного титана
Ввиду исключительно высокой химической активности
титан в природе в свободном виде не встречается. Он
содержится в многочисленных минералах (их известно
около 80), главные из которых — рутил (практически
чистая двуокись титана ТЮ2), ильменит FeOTiO2, ти-
таномагнетит (смеси или твердые растворы ильменита
и магнитного железняка), лопарит (сложный титанат
редких земель), перовскит CaOTiO2. Руды этих мине-
ралов в основном и применяются для производства ме-
таллического титана.
В СССР для получения титана используют ильме-
нит и титаномагнетит. В настоящее время в нашей
стране создано хорошо налаженное производство ти-
тана, оснащенное высокопроизводительными аппарата-
ми. Титановая губка, выпускаемая советскими завода-
ми, по качеству лучшая в мире [1, 2].
Получение чистого титана сопряжено со значитель-
ными техническими трудностями. Во-первых, титан и
его сплавы весьма чувствительны к примесям и преж-
де- всего к кислороду и азоту, которые, присутствуя да-
же в небольших количествах, резко ухудшают свойства
металла. Чтобы содержание кислорода в титане было
минимальным, непосредственному восстановлению под-
1 Авторы: Е. И. Морозов, | Г. Д. Зюков-Батырев |, А. Н. Трубин.
вергают не руды, содержащие TiC>2, а специально при-
готовляемый тетрахлорид, тщательно очищенный от
примесей.
Во-вторых, титан взаимодействует с большинством
известных в промышленности восстановителей, обра-
зуя с ними твердые растворы или химические соедине-
ния (а чаще и то и другое), что не позволяет применять
для производства титана такие широкодоступные вос-
становители, как углерод и алюминий. Известны лишь
три металла, не взаимодействующих с титаном, — маг-
ний, натрий и кальций, которые можно использовать
как восстановители для титановых соединений.
Наиболее широкое промышленное применение име-
ет способ металлотермического восстановления титана
из его тетрахлорида магнием (реже натрием). Этот
способ до сих пор остается основным [1—2]. Он осу-
ществляется по следующей технологической схеме: про-
водят предварительное обогащение руды (в основном
ильменита) посредством флотации и магнитной сепара-
ции; полученный ильменитовый концентрат переплав-
ляют в электродуговых печах с графитовой футеровкой.
При этом FeO, входящий в состав ильменита, восста-
навливается до железа и опускается на дно ванны, где
науглероживается до чугуна. Двуокись титана TiO2 ос-
тается в шлаке, где сплавляется с окисью кремния SiO2
и окисью кальция СаО. Шлак Измельчают и добавляют
в него древесный уголь или молотый графит вместе с
каким-либо связующим веществом — патокой или ка-
менноугольным пеком. Полученную массу прессуют в
брикеты, которые подвергают сушке и спеканию при
температуре 700—900° С в герметических печах и затем
направляют в специальную печь на хлорирование.
Процесс происходит при температуре 800—850° С по
реакции TiO2-|-C-|-2Cl2=TiC14-}-CO2 или iO2-j-2C-F
+2 Cl2=TiCk+2 СО2.
Вместе с процессом хлорирования титана идет про-
цесс хлорирования примесей.
Большинство получаемых при хлорировании ве-
ществ при температурах процесса находится в газооб-
разном состоянии и удаляется через трубопровод на
дальнейшую переработку, которая заключается в очи-
стке их ог пыли при температуре 150—200° С, для пре-
дотвращения конденсации в них TiCU (температура ки-
пения его 136° С).
В дальнейшем тетрахлорид титана TiCl4 восстанав-
ливают методом магниетермии или натриетермии. Реак-
ция восстановления осуществляется в особых печах, на-
зываемых реакторами, по реакции TiC14-|-2Mg=Ti-|-
+2MgCi2 (при /=800—850° С) или TiCl4-}-4 Na=Ti-j-
+4NaCi (при /=650°С).
В нашей стране и в США наиболее широкое про-
мышленное применение получил магниетермический
способ получения титана. При этом металлический ти-
тан выпадает в виде хлопьевидных дендритов, которые
оседают на стенки и дно реактора. Там они спекаются
в губчатую массу. В порах губчатой массы остаются не-
использованный избыточный металлический магний и
хлористый магний. Полученная в результате восстанов-
ления реакционная масса содержит около 50—70% губ-
чатого титана, 30—35% магния, 15—20% хлористого
магния.
Дальнейшая обработка полученного продукта про-
изводится способом вакуумной сепарации, который ос-
нован на большой разности упругости паров компонен-
тов реакционной массы при высокой температуре
(950—1000° С) и остаточном давлении около 50 мм
рт. ст. [1].
Вакуумная дистилляция для очистки титана, вос-
станавливаемого натрием, от остаточных примесей нат-
рия и хлористого натрия считается неэффективной.
Натриетермическую реакционную массу в промышлен-
ных условиях перерабатывают только гидрометаллур-
гическим способом.
С целью получения металлического титана высокой
чистоты применяют иодидный метод рафинирования ти-
тана от примесей, основанный на том, что при темпера-
туре 170—200° С иод вступает в реакцию с титаном и
образует парообразный четырехиодистый титан Til4.
При температуре 1300—1400°С происходит обратная
реакция диссоциации Ti 14 по схеме TiI4=^=Ti-}-2 12—Q.
При этом имевшиеся в исходном титане примеси не
образуют летучие соединения с иодом. При иодидном
рафинировании [2] 98,6 %-кого титана содержание ос-
новного элемента повышается до 99,8—99,9%. Получа-
емый иодидным методом титан обладает высокой пла-
стичностью с пределом прочности 21 кгс/мм2. Однако
этот метод широкого промышленного распространения
не получил из-за низкой производительности процесса
и очень высокой стоимости получаемого продукта.
Химический состав губчатого титана
и влияние примесей на его свойства
Титановая губка представляет собой серую пористую
металлическую массу плотностью от 1,5 до 2,9 г/см3.
Фракционный состав губчатого титана регламентирован
ГОСТ 17746—72 в пределах 2—5, 5—12 и 12—70 мм.
Качество поставляемого губчатого титана определя-
ется следующими основными характеристиками: хими-
ческим составом и связанными с ним механическими
свойствами; однородностью распределения примесей и
механических свойств во всем объеме товарной партии;
отсутствием окисленных кусков, кусков со шламом и
кусков с резко отличным от основной массы химичес-
ким составом.
Химический состав титановой губки, поставляемой
по ГОСТ 17746—72, приведен в табл. 6.
ТАБЛИЦА 6
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ТИТАНОВОЙ ГУБКИ
Марка Максимальная твердость НВ (10/1500/30) Химический состав, %, не более
N с С1 Fe Si NI О.
ТГ-90 90 0,02 0,02 0,08 0,06 0,01 0,05 0,04
ТГ-100 100 0,02 0,03 0,08 0,07 0,02 0,05 0,04
ТГ-110 НО 0,02 0,03 0,08 0,09 0,03 0,03 0,05
ТГ-120 120 0,03 0,04 0,08 0,11 0,03 0,05 0,06
ТГ-130 130 0,03 0,04 0,10 0,13 0,04 0,05 0,08
ТГ-150 150 0,04 0,05 0,12 0,2 0,04 0,05 0,10
Твердость НВ измеряли при нагрузке 1500 кг, вы-
держке 30 с и диаметре шарика 10 мм.
Как видно из данных табл. 6, основным критерием
сортности губки является твердость выплавленного из
нее образца. В свою очередь твердость (а соответствен-
но предел прочности) пропорциональна наличию в губке
примесей. Присутствие в ней примесей (кислорода, азо-
та, железа, кремния, углерода, хрома, никеля, ванадия
и пр.) обусловлено технологией производства [1, 2J.
Основными источниками загрязнения губки приме-
сями является тетрахлорид титана, магний и аргон, ко-
торые используют в промышленных условиях для полу-
чения титановой губки. Большая часть железа, содер-
жащегося в титановой губке, попадает в нее в резуль-
тате взаимодействия титана с материалом реактора.
Железо, никель, хром, входящие в состав материала
реактора, взаимодействуют с титаном, с TiCl4 и частич-
но растворяются в расплавленном магнии.
Установлено, что большая часть примесей из мате-
риала реактора переходит в титан в период вакуумной
сепарации, когда температура на границе стенок реак-
тора с титаном достигает максимального значения.
В результате характерных особенностей протекания
процессов восстановления TiCl4 магнием и вакуумной
сепарации реакционной массы содержащиеся в титано-
вом блоке примеси распределены неравномерно. Пери-
ферийные зоны блока содержат большее количество
примесей, чем центральные, и имеют более высокую
твердость (а соответственно низкую сортность) по срав-
нению с центральными зонами.
Таким образом, неоднородность губчатого титана по
содержанию примесей заложена в самой технологии
его получения.
В заметных количествах в губчатом титане встреча-
ются следующие примеси: азот, кислород, водород, же-
лезо, углерод, кремний, хлор. Эти примеси имеют суще-
ственное значение, так как содержание их в значитель-
ной мере определяет качество титановой губки, свойства
технического титана и легированных сплавов [1, 2].
По характеру взаимодействия с титаном примеси
разделяют на две группы:
1) образующие с титаном растворы внедрения (кис-
лород, азот, углерод, водород);
2) образующие с титаном растворы замещения (же-
лезо и кремний).
В большинстве серийных титановых сплавов допус-
кается, % (по массе), не более: 0,15 кислорода, 0,04
азота, 0,08 углерода.
Кислород стабилизирует a-фазу и повышает темпе-
ратуру полиморфного превращения. Его атомы, внед-
ряющиеся в октаэдрические пустоты решетки а-титана,
сильно искажают ее, и поэтому кислород значительно
повышает предел прочности, предел текучести и твер-
дость титана. В пределах до 0,2% (по массе) каждая
сотая доля процента кислорода повышает предел проч-
ности на 1,25 кгс/мм2 и твердость на ~ 4,0 [10].
Азот, стабилизируя a-фазу, упрочняет титан еще в
большей степени, чем кислород. Каждая сотая доля
процента азота повышает предел прочности в среднем
на 2,0 кгс/мм2 и соответственно твердость на НВ 6,0
[Ю].
Углерод, образуя с титаном стойкий карбид TiC, по-
вышает температуру полиморфного превращения тита-
на и в области малых концентраций, каждая сотая до-
ля процента повышает предел прочности на 0,7 кгс/мм2
и твердость на НВ 2,0.
Водород стабилизирует рфазу с эвтектоидным
распадом на а- и у-фазы. Последняя является
твердым раствором на основе гидрида титана ПНг.
Водород — сугубо вредная примесь в титане и резко
снижает его пластические характеристики, особенно
ударную вязкость.
В условиях достаточно высокого вакуума, особенно
при нагреве или плавлении, водород интенсивно выде-
ляется из титана.
В большинстве титановых сплавов допускается до
0,3% Fe и до 0,15% Si. Железо и кремний стабилизиру-
ют p-фазу, резко снижая температуру полиморфного
превращения. Одна сотая доля процента железа повы-
шает предел прочности на 0,26 кгс/мм2. Соответственно
возрастает твердость металла примерно на НВ 0,7—1,2.
В отдельные сплавы железо и кремний в небольших
количествах специально вводят как легирующие эле-
менты.
Как правило, в титановой губке присутствует (по ус-
редненной пробе) от 0,02 до 0,12% С1, который нахо-
дится в виде хлоридов магния, железа, кальция, хрома,
низших хлоридов титана и адсорбированного на по-
верхности губки хлора и хлористого водорода. В основ-
ном хлор в губке находится в соединении с магнием.
Хлористый магний — весьма гигроскопическое соедине-
ние. При взаимодействии с влагой воздуха он образует
кристаллогидраты, содержащие от 1 до 12 молекул во-
ды [1]. При температуре выше 0° С существуют гидраты,
которые могут содержать 6,4 и 2 молекулы воды.
В период извлечения титановой губки из реактора,
ее дробления, сортировки, а также при подготовке к
плавлению у потребителя она контактирует с возду-
хом. Содержащийся в губке хлористый магний может
набрать в этот момент до 6 молекул воды на одну мо-
лекулу MgCl2. В процессе вакуумно-дугового перепла-
ва часть кислорода, содержащаяся в кристаллизацион-
ной воде, переходит в металл и оказывает отрицательное
влияние на его свойства. Чтобы предотвратить вза-
имодействие хлористого магния с влагой воздуха, ста-
раются максимально сократить время контакта реак-
ционной массы, полученной в результате восстановле-
ния Т1СЦ магнием, и титановой губки после вакуумной
сепарации с влажным воздухом. С этой целью хране-
ние и транспортировка титановой губки осуществляют-
ся в специальных контейнерах с герметичным уплот-
нением. Лучше сохраняется титановая губка, если тару
после загрузки в нее губки вакуумируют и заполняют
сухим инертным газом.
С целью предотвращения взаимодействия влаги воз-
духа с титановой губкой, спрессованной в расходуемые
электроды, их перед плавкой рекомендуется выдержи-
вать в вакууме при температуре 80—120° С. Это позво-
ляет избежать дополнительного насыщения электродов
влагой воздуха и удалить значительную ее часть, со-
держащуюся в губке.
Важным показателем, определяющим качество ти-
тановой губки, является однородность химического со-
става и механических свойств сформированной из нее
товарной партии. Партии товарного губчатого титана
массой 4—8 т составляют из блоков металла, полу-
ченного в нескольких реакторах. Вес одного титанового
блока в зависимости от реактора колеблется от 500 до
1500 кг.
Как было указано выше, примеси в титановом бло-
ке распределяются неравномерно. Для получения более
качественного и однородного металла в товарной пар-
тии в процессе обработки титанового блока от него
отделяют нижнюю часть и гарниссаж, из которых ком-
плектуют более низкосортные партии товарного метал-
ла. Центральную часть блока (крицы) дробят и про-
пускают через серию сит с размерами ячейки, соответ-
ствующими фракционному составу титановой губки по
ГОСТ.
Партию титановой губки стараются формировать из
криц, близких по содержанию примесей и твердости.
В табл. 7 приведены требования к химическому составу
и твердости титановой губки, выпускаемой в различ-
ных странах.
ТАБЛИЦА 7
ТЕХНИЧЕСКИЕ УСЛОВИЯ НА ТИТАНОВУЮ ГУБКУ, ПОЛУЧЕННУЮ
Вид титановой трубки Марка Механические свойства Химический
X св Е £Q X S .2 о м Т1 (мии) N С1
СССР
Магниетермиче- ТГ90 90 — Основа 0,02 0,08
ская отсепарнро- ТГ100 100 •— » 0,02 0,08
ванная ТГНО ПО — » 0,03 0,08
ТГ120 120 -—» » 0,03 0,08
ТГ130 130 .—- » 0,03 0,10
ТГ150 150 — 0,03 0,12
Магниетермиче- МД 120 СШ/ 120- 99,3 0,02 0,12
ская отсепариро- МД160 160* 99,1 0,03 0,15
ванная ML 120 120 — 99,1 0,02 0,15
Магниетермиче- Ti75A 135* 49—70 — 0,10 •—
ская отсепариро- RC55A — >45,5 — 0,02—0,3 —
ванная Магниетермиче- ML 140 140* — 99,1 0,03 0,15
ская выщелочен- ML160 160* — 99,1 0,03 0,15
ная Натриетермиче- SL120 120* — 99,1 0,02 0,30
ская выщелочен- SL140 140* -— 99,1 0,03 0,30
ная SL160 160* — 99,1 0,03 —
Англия
Натриетермиче- SL120 120 |>42,0 — — —
ская выщелочен- SL130 130 35—56 — — —
ная SL150 150 49 — — —
Япония
Магниетермиче- ская отсепариро- KS70 — 35—65 99,4 —0,001 —0,02 —
ванная ОТ95 95* — 0,01 0,08
ФРГ (Крупп, Тикрутан)
Магниетермиче- ская отсепариро- RT12 RT15 100—150 140—200 30—42 40—55 — 0,05 0,06 —
ванная
Франция (Пешинэ)
Магниетермиче- Т40 120—160 40,0 — — —
ская отсепариро-
ванная
* Твердость НВ замерена при нагрузке 1600 кгс, выдержке 30 с и диаметре
состав, %, не более
с Fe Si Н Мп Mg о.
СССР
0,02 0,06 0,01 — — 0,04
0,03 0,07 0,02 — — .— 0,04
0,03 0,09 0,03 -—. — .— 0.05
0,04 0,11 0,03 — — — 0,06
0,04 0,13 0,04 — — — 0,08
0,05 0,2 0,04 — — — 0,10
США
0,025 0,15 0,04 0,005 0,05 0,08
0,05 0,45 0,10 0,005 0,20 0,10 —
0,025 0,10 0,04 0,03 0,04 0,4
0,02—0,2 0,20 0,02—0,04 — — — 0,20
<0,2 0,20—0,30 — — — — 0,02—0,30
0,05 0,25 0,10 0,05 0,20 0,5
0,05 0,25 0,10 0,05 0,20 0,5 —
0,025 0,12 0,04 0,0125 0,04 .—
0,06 0,20 0,10 0,015 0,10 —. —
0,06 0,20 0,10 0,015 0,10 — —
Англия
— — — — — — —
Япония
0,02—0,08 0,02—0,30 0,08 0,02—0,10 0,02 0,002 0,005 0,34 0,01—0,20 0,02
0,08 0,08 0,20 0,25 ФРГ (Г 'рупп, 0,0125 0,0125 Г икру ran) 0,20 0,25
— — Франць т (Пей иинэ) — —
шарика 10 мм, в остальных случаях при нагрузке 3000 кгс.
Однородность титановой губки в товарной партии
К наиболее важным показателям качества титановой
губки относятся однородность химического состава и
твердость товарной партии продукта. Эти показатели в
значительной степени определяют однородность свойств
слитков и полуфабрикатов титановых сплавов.
С целью получения более однородного продукта в
товарных партиях предприятие-поставщик подбирает
губку, близкую по химическому составу и твердости.
Подобранную таким образом губку тщательно переме-
щивают и выплавляют пробный слиток, на котором оп-
ределяют химический состав и твердость.
Качество титановой губки в товарных партиях изу-
чали в работах [3, 4]. В работе [5] однородность губки
оценивали по твердости единичных проб от партии с
обработкой данных методом математической статисти-
ки. Случайной выборкой брали шесть товарных партий
титановой губки (по две марки ТГ-100, ТГ-110, ТГ-120)
массой по 5 т. Четыре партии контролировали в соот-
ветствии с ТУ. Затем губку всей партии (фракции
—704-2) пропускали по лотку, где равномерным отсе-
канием отбирали по 50 проб массой по 3 и 10 кг. Да-
лее губку каждой партии
пропускали через вибросито
и рассеивали на фракции:
Рис. 18. Распределение твердо-
сти в шести товарных партиях
титановой губки фракции
(—70)—(+2) мм:
1, 4 — ТГ-100, 3, 5 — ТГ-110;
2, 6 —ТГ-120
—70+50, -50+25,-25+12
и —12+2. От каждой фрак-
ции также отбирали по
20 проб. Из каждой товар-
ной партии отбирали 130
единичных проб, из них
прессовали расходуемые
электроды диаметром 40 мм,
которые после просушки при
150° С сплавляли в слиток
диаметром 65 мм.
После механической об-
работки слитка на его тор-
цах замеряли твердость при
нагрузке 1500 и 3000 кг. Ме-
тодом математической ста-
тистики определяли среднее
значение твердости, среднее
ТАБЛИЦА 8
ТВЕРДОСТЬ ТИТАНОВОИ ГУБКИ ТОВАРНЫХ ПАРТИИ
Твердость титановой губки НВ, кгс/мм2
Марка губки Партия Фракция, мм сертификат- ные данные контроль по ТУ контроль по еди- ничным пробам
ТГ-100 1 —12+2 —25+12 —50+25 —70+50 —70+2 90 95—103 98* ю см см ю —• 1+ 1+ 1+ 1+ 1+ t4- о Ь- СТ) но О СТ) СТ) СТ) СТ)
2 —12+2 —25+12 —50+25 —70+50 —70+2 97 117—123 120* Ю 00 со tf со 1+ 1+ 1+ 1+ 1+ со — tf ст) о см см — — см »—1 т—ч
ТГ-110 3 1 1 1 1 1 sJNCnW- О О ОСИ to L 1 1 Н2 -12 -25 -50 -2 108 97—147 123* 133+7 112+4 113+5 119+6 109+4
4 1 1 1 1 1 SS'Jl to- О О О СП ю J_J 1 1 -12 -25 +0 -2 109 — СМ СМ СО ’ф см 1+ 1+ 1+ If 1+ tF <М ’Ф Ю — О О О О —»^Ч
ТГ-120 5 —12+2 —25+12 —50+25 —70+50 —70+2 116 108—127 116* tF со см 1+1+1+1+1+ о со со сп см СО (М — — см
6 —12- —25- —50-1 —70- -70- f-2 -12 -25 -50 -2 116 — £ S lOL-CTf 1+ 1+ 1+ 1+ 1+ COCOOSO СО СО — — СМ
• Средние данные.
Примечания: 1. Число единичных проб для фракции — 70+
+2 мм составило 50, для остальных фракций — по 20.
2. Твердость измерена при нагрузке 1500 кгс.
квадратичное отклонение и оценивали точность показа-
телей. Основные данные по твердости слитков товарных
партий приведены на рис. 18 и в табл. 8.
Три партии (1, 3, 4) имеют среднюю твердость, со-
ответствующую марке губки. У партий 2, 5 и 6 средняя
твердость значительно выше нормы.
Сравнительно однородна титановая губка в партиях
1 и 4, для партии 4 фактический разброс по твердости
составил НВ 95—120, среднее квадратичное отклонение
НВ 5. Наиболее неоднородная титановая губка оказа-
лась в товарных партиях 3 и 6. Фактический разброс
для партии 6 составил НВ 100—186, среднее квадратич-
ное отклонение НВ 13,5.
Среднее квадратичное отклонение твердости, вычис-
ленное по шести товарным партиям, равно НВ 9, В ис-
следованиях, проведенных в 1962 г. под руководством
С. И. Сычевого, квадратичное отклонение твердости в
партиях было НВ 8, а в работе [4] в 1965 г. НВ 5. Это
говорит о том, что однородность поставляемой титано-
вой губки не улучшается в течение продолжительного
времени.
Результаты рассева губки по фракционному составу
показали (табл. 9), что более 80% в товарных партиях
составляет губка фракции—50+25. Две партии (2 и 6)
содержат значительное количество мелкой фракции.
ТАБЛИЦА 9
РАСПРЕДЕЛЕНИЕ ТИТАНОВОИ ГУБКИ В ТОВА! НЫХ ПАРТИЯХ
ПО КРУПНОСТИ КУСКОВ
Марка губки Партия Масса партии, кг Фракция, %
—12+2 —25+12 —50+25 —70+50
ТГ-100 1 5526 1,1. 9,5 22,1 44,6
2 3394 5,7i 16,5 35,9 34,9
ТГ-110 3 4927 ft — 1 0,6 31,4 48,5
4 5081 0,1 6,6 37,5 48,7
ТГ-120 5 3686 2,5 16,7 34,5 15,6
6 3391 Н,7 20,7 32,6 31,3
Твердость губки мелкой фракции во всех случаях
значительно выше средней статистической и сертифи-
катных данных на эту партию.
Расходуемый прессованный электрод, применяемый
при вакуумной дуговой плавке, представляет собой на-
бор отдельных порций (проб) титановой губки опреде-
ленной массы. Очевидно, чем больше разница в твердо-
сти отдельных порций губки, тем большая неоднород-
ность в содержании примесей (а следовательно, и ме-
ханических свойств) наблюдается в полученном слитке.
Для анализа этого положения воспользуемся основ-
ным уравнением теории отбора проб [5]:
= (1)
In *
где ST—средняя квадратичная погрешность средней
пробы;
п0—число единичных проб массой тр по всей
партии;
п — число единичных проб, из которых состав-
лена средняя проба;
стр—среднее квадратичное отклонение показате-
ля качества в единичных пробах от средне-
го содержания по всей партии.
При вакуумной дуговой плавке расходуемого элек-
трода в условиях установившегося процесса плавки
(когда скорость плавления и кристаллизации равны)
масса наплавляемой жидкой ванны остается постоян-
ной во времени [6] и определяется соотношением
тв = 280Д2/, (2)
где R— радиус слитка, м;
I— сила тока при плавке, кА.
Принимаем, что масса жидкой ванны равна величи-
не средней пробы, состоящей из п единичных проб:
п = mjmp. (3)
Если в процессе плавления и кристаллизации ме-
талла не происходит заметной ликвации примесей, при-
сутствующих в титановой губке, то величина 5Г> опре-
деленная по уравнению (1), должна характеризовать
однородность распределения данной примеси в слитке.
Величина п значительно меньше п0, поэтому после
подстановки формул (2) и (3) в уравнение (1) полу-
чим
%л = стг/17Я (4)
Полученная зависимость говорит о том, что интер-
вал разброса распределения примеси в слитке (STcn)
должен снижаться с улучшением однородности титано-
вой губки (сгг) и с повышением радиуса слитка и силы
тока при плавке.
Экспериментальную проверку данного положения
провели на пробах вышеперечисленных партий титано-
вой губки марок ТТ-100, ТТ-110 и ТТ-120.
Из проб массой по 10 кг прессовали электроды диа-
метром 260 мм и массой 200 кг. Всего было отпрессо-
вано 14 электродов. Электроды сушили при температу-
ре 150° С в течение 6 ч и в горячем состоянии загружа-
ли в вакуумную дуговую печь с диаметром кристалли-
затора 340 мм. Из выплавленных слитков вырезали
продольный темплет сечением 30X340X700 мм, кото-
рый обрабатывали до чистоты V4—V5 и затем контро-
лировали на твердость по Бринеллю. На каждом слит-
ке замеряли до 80 отпечатков.
По результатам измерения твердости лабораторных
и промышленных слитков вычисляли среднюю твер-
дость выборки, среднее квадратичное отклонение и оце-
нивали точность определения отдельных показателей.
Погрешность измерения твердости определяли по
формуле
<4 =]/<£-<£/ (5)
где сган— погрешность измерения твердости;
Стр—среднее квадратичное отклонение твердости,
рассчитанное по результатам выборки;
— однородность титановой губки или слитка с
учетом погрешности измерения твердости.
Ошибка измерения твердости лабораторных слитков
при нагрузке 1500 кгс, вычисленная для каждой пробы
и затем усредненная по 100 случайно взятым слиткам,
составляет НВ 1,3. Основные результаты контроля твер-
дости титановой губки товарных партий и выплавленных
промышленных слитков представлены в табл. 10 и на рис.
19—21 (на рис. 19 и 21 X — экспериментальные данные).
Средняя твердость слитков, выплавленных из тита-
новой губки марки ТТ-100, получается на НВ 2—9 выше
исходной твердости. Слитки, выплавленные из других
сортов титановой губки, имеют практически такую же
твердость. Это свидетельствует о том, что фактическая
ТАБЛИЦА 10
РЕЗУЛЬТАТЫ ИЗМЕРЕНИЯ ТВЕРДОСТИ ТИТАНОВОИ ГУБКИ
И ПРОМЫШЛЕННЫХ СЛИТКОВ (НВ ПРИ 1500/10/30)
Номер партии 1 Марка губки Фракция Губка Слиток
нв±е, Сар—Са % НВ+е, a*cn
—12+2 107=1=5 11,6=±=4,0 11,4 109=1=0,5 3,3=1=0,7 2,6
О о —25+12 96=1=2 4,1 = 1,2 3,9 102=0,5 2,5=0,9 1,5
1 —50+25 97=1=2 3,9=1,1 3,8 99=1=0,4 2,4=0,6 1,3
—70+50 99=6 10,4=3,0 10,2 102=1=0,4 2,9=0,6 2,2
—70+2 95=1=2 5,0=1,0 4,9 104=0,4 2,6=1=0,5 1,7
о —25+12 112=1=4 9,4=1=3,3 9,2 117=1=0,6 3,5=0,9 2,8
—50+25 113=1=5 11,5=1=3,9 И,1 117=1=0,6 3,9=1=0,8 3,3
О г , —70+50 119=1=6 13,1=1=4,6 12,9 107=1=0,5 3,8=0,8 3,2
—70+2 109=4 15,2=1=3,4 15,0 114=0,6 4,4=1=0,9 3,9
—12+2 130=1=4 8,3=1=2,9 8,2 150=1=0,8 3,4=1=0,4 2,5
о 04 —25±=12 123=1=4 8,7=1=3,1 8,6 120=1=0,4 3,2=1=0,6 2,5
5 —50+25 116=1=2 5,4=1=1,5 5,3 119=1=0,6 2,8=0,9 2,0
Г—। —70+50 119=1=4 7,9=1=2,7 7,8 114=1=0,6 3,2=1=0,9 2,5
—70+2 122=2 8,7=1,7 8,6 115=1=0,6 2,8=0,8 2,0
Примечание. Si и е2 — погрешности в определении показа-
телей (при а=0,95); НВ — средняя выборочная твердость; о2Р и
Оге л — среднее квадратичное отклонение; OiP и <Чсп— то же, но с
учетом погрешности измерения твердости.
средняя твердость титановой губки ТГ-100 несколько
выше, чем требуется по ТУ и чем определенная при
контроле единичных проб. Разброс твердости внутри
товарной партии титановой губки значительно больше,
чем в промышленных слитках.
Линейная зависимость на графиках с вероятностной
шкалой по оси ординат (рис. 201 свидетельствует о том,
что характер распределения твердости (как в партиях
титановой губки, так и в слитках) подчиняется закону
нормального распределения. С уменьшением однородно-
сти титановой губки ухудшается также однородность
выплавляемых слитков (рис. 21).
Экспериментальные данные удовлетворительно со-
гласуются с расчетными, полученными по уравнению (4),
которое показывает зависимость однородности титано-
Рис. 19. Сравнение средней
твердости титановой губки и
промышленных слитков
НВ, KrcfMM2
Рис. 20. Распределение твердо-
сти в товарных партиях тита-
новой губки (сплошные линии)
и в промышленных слитках
(пунктирные линии):
1 — партия 1, марка ТГ-100;
2 — партия 3, марка ТГ-110;
3~ партия 5, марка ТГ-120
Рис. 21. Линейная зависимость
однородности промышленных
слитков от однородности тита-
новой губки, рассчитанная по
уравнению (4)
вых слитков от параметров
плавки и качества титановой
губки.
Влияние качества титановой
губки на качество получаемых
из нее слитков и полуфабри-
катов
В литейном производстве ка-
чество слитков и отливок лю-
бых сплавов непосредственно
связано с качеством исходных
шихтовых материалов. В ших-
те серийных титановых спла-
вов основную часть (не менее
60%) составляет титановая
губка. Поэтому понятна ее
роль в формировании качества
слитка, полуфабрикатов и из-
делий (уровня механических
свойств, содержания вредных
примесей и загрязнения слит-
ка включениями). В работах
И. В. Полина, В. В. Тетюхина,
Г. С. Андреевой, В. П. Уртье-
ва, С. М. Файнброн и др. уста-
новлено, что титановая губка
может являться источником
вносимых дефектов при нали-
чии:
а) окисленных участков
(с цветами побежалости) и го-
релой губки;
б) шлама (темные участки
губки, обычно получаемой из
«низов» крицы);
в) отдельных кусочков с
высоким содержанием магния
и хлористого магния;
г) повышенного содержа-
ния железа, кремния и хрома
(обычно периферийные участ-
ки блока).
В табл. 11 приведен состав
дефектных кусочков, отобран-
ных из нескольких партий губки.
ТАБЛИЦА 11
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ДЕФЕКТНОЙ ГУБКИ [6]
Тип дефектной губки Химический состав. %
Мп Fe Si Mg Cr Al CL N
1 0,05 0,02 0,05 0,01 0,06 0,3 0.022
2 0,064 3,1 0,12 0,04 0,19 0,09 0,6 0,067
3 0,014 0,013 0,02 5,8—0,09 0,03 0,04 3,9 0,025
4 0,07 3,7—17,0 0,15 — 4,81 0,03 0,2 0,014
Значительное содержание газовых примесей в де-
фектной губке, высокая температура плавления окислов
и нитридов титана и их большая плотность по сравне-
нию с расплавом вакуумной дуговой плавки приводят к
тому, что включения сохраняются в слитках, несмотря
на двойной переплав расходуемых электродов. Содер-
жание кислорода в ряде случаев составляет 0,18—0,25%
В слитках некоторых сплавов, для выплавки которых
использовали губку низших сортов, очень часто обнару-
живали включения серого цвета, содержащие до 2,2%
Ог и до 0,8% N2. Микротвердость таких включений ко-
леблется в пределах 650—1100 кгс/мм2, в два-три раза
превышая микротвердость основного металла [6].
За последние годы качество титановой губки с точки
зрения наличия перечисленных четырех типов включе-
ний значительно улучшено в основном в результате со-
вершенствования технологического процесса получения
титановой крицы, внедрения более прогрессивных мето-
дов ее обработки и дробления, а также разработки и
использования белее надежной и герметичной тары для
транспортировки и хранения продукта.
Однако нет полной гарантии отсутствия в губке по-
добных дефектов. Учитывая постоянное повышение тре-
бований к надежности изделий из титановых сплавов,
на заводах-потребителях титановой губки входной конт-
роль ее качества является необходимой операцией и
должен приводиться регулярно.
Заданный уровень механических свойств полуфабри-
катов того или иного титанового сплава достигается пу-
тем правильного подбора (согласно расчета) сортности
титановой губки (по ее твердости).
Дело в том, что титановая губка представляет собой
сплав, легированный малыми добавками различных при-
месей. Временное сопротивление разрыву полуфабри-
катов из титановых сплавов слагается из прочности ти-
тановой губки (<т£) плюс упрочнение за счет легирова-
ния (о"), плюс прирост упрочнения (о°тх), вносимый
оборотными отходами (стружка, куски, обрезь) и плюс
упрочнение при обработке давлением:
ОСПЛ — ОГ I Дол Л_ ДрОтх I дообраб (6)
В свою очередь прочность титановой губки можно
представить как прочность чистого титана о’т (напри-
мер, прочность наиболее чистого иодидного титана рав-
на 21 кгс/мм2) плюс прирост прочности за счет наличия
основных примесей (кислорода, азота, углерода, желе-
за, кремния):
о'=о” + До° + ДоК + доРе + до51. (7)
Если принять, что прирост прочности сплава в ре-
зультате легирования, введения оборотных отходов и об-
работки полуфабрикатов давлением является величиной
постоянной, то уровень прочности сплава в значительной
степени зависит от прочности губки, т. е. от содержания
в ней примесей.
За время развития титановой промышленности заво-
ды-поставщики титановой губки проделали большую
работу по снижению в ней суммы примесей. Сортность
титановой г}бки была повышена в результате следую-
щих организационно-технических мероприятий [4]:
изучения источников загрязнения титановой губки
примесями, механизмами формирования и однородности
блока губчатого титана, а также распределения приме-
сей по сечению блока, изучения влияния примесей на
твердость и другие механические свойства чистого ти-
тана;
усовершенствования технологии подготовки сырья
для хлорирования; повышения качества четыреххлорис-
того титана и магния, используемого для его восстанов-
ления; усовершенствования технологии и аппаратуры
магниетермического передела;
введения очистки блоков от менее качественной части
губки (пленки, низы);
разработки экспрессного метода определения качест-
ва губчатого титана, усовершенствования технологии
дробления, сортировки, комплектации и усреднения то-
варных партий, внедрения вторичной сортировки, позво-
ляющей гарантировать товарную продукцию от дефект-
ных включений;
разработки и внедрения схемы комплектации товар-
ных партий с предварительным опробованием и после-
дующими дополнительными усреднениями губки.
Мероприятия, проводимые на основных технологиче-
ских переделах, дали возможность снизить содержание
примесей, улучшить пластические свойства губки и сни-
зить ее твердость.
Средняя твердость товарной губки, произведенной на
Запорожском титано-магниевом комбинате (ЗТМК),
уменьшилась с НВ 147 в 1961 г. до НВ 108 в 1968 г.; сред-
няя же прочность металла снизилась примерно на 10
кгс/мм2. За этот период в губке вдвое снизилось содер-
жание кислорода, железа, углерода и азота и в десять
раз — содержание кремния. Предел прочности губчатого
титана за это время снизился в среднем с 36 до
32 кгс/мм2, вызвав соответственно уменьшение прочност-
ных характеристик полуфабрикатов (поковок, штампо-
вок, листов, труб и т. д.) в результате снижения в них
количества примесей.
Среднестатистическое содержание примесей в слит-
ках сплава ПТ-ЗВ к 1972 г. значительно снизилось по
сравнению с 1963 г: с 0,11 до 0,09 кислорода, с 0,025
до 0,02 азота, с 0,0426 до 0,025 углерода с 0,062 до 0,02
кремния. Соответственно в формуле (6) снизилось зна-
чение прочности губки о£, что повлекло за собой умень-
шение ов полуфабрикатов.
Большинство серийных титановых сплавов было раз-
работано в период 1960—1963 гг. на базе титановой
губки марок ТГ120 и ТГ130. В настоящее время для
производства тех же сплавов приходится использо-
вать титановую губку марок ТГ100 и ТГ110.
Чтобы получить о™л в формуле (6) на заданном
уровне, требуется снижение прочности исходной губки
компенсировать повышением количества отходов. Од-
нако полностью компенсировать снижение прочности
губки повышением количества вовлекаемых отходов не-
возможно, так как при этом ухудшается механическая
ппочность прессованного расходуемого электрода.
№,кгс]миг
i // /// iv v vi vii via ix х xi XI!
Месяц
Рис. 22. Твердость титановой
губки за 1968 </), 1972 (2), 1973
(3) и 1974 (4) гг.
менению критических
В основном указанные по-
тери приходится компенсиро-
вать повышением путем
долегирования сплавов ос-
новными элементами (А1, Мо,
V, Zr и т.д.).
Восстановление первона-
чальной прочности сплавов
путем легирования имеет два
существенных недостатка:
1) делегирование основ-
ными элементами приводит к
изменению фазового состава
сплава и соответственно к из-
точек фазового превращения
и снижению пластических характеристик сплава;
2) делегирование ванадием, молибденом, цирконием
приводит к повышению себестоимости слитков и полу-
фабрикатов.
Для устранения этих недостатков разрабатывают
методы легирования сплавов малыми добавками кисло-
рода, кремния, железа [7] и даже углерода с азотом.
Вместе с тем улучшение качества губчатого титана
в результате снижения суммы примесей и его твердости
позволило разработать ряд титановых сплавов, облада-
ющих высокими пластическими свойствами.
Значительное влияние на качество титановой губки
оказывает сезонность ее изготовления. В весенне-летний
период (май — сентябрь) средняя твердость поставляе-
мой титановой губки по сравнению с зимним периодом
возрастает (рис. 22). Это объясняется тем, что в летнее
время атмосферный воздух более влажный и влага
быстро конденсируется на холодных поверхностях обо-
рудования и разделываемого блока губки, быстрее идет
реакция взаимодействия хлоридов с влагой воздуха.
Сезонное изменение сортности поставляемой губки
резко сказывается на свойствах изготовляемых полу-
фабрикатов, поэтому требуется постоянная корректиров-
ка шихтовой нормали на титановые сплавы путем из-
менения расчетного уровня их легирования (с целью
компенсации изменения о£ соответствующим изменением
о£) или приходится снижать количество вовлекаемых
отходов в летний период (тем самым снижая Д<г°тх ),
2. ЛЕГИРУЮЩИЕ КОМПОНЕНТЫ И ЛИГАТУРЫ
Легирующие элементы для титановых сплавов
По отношению к титану все легирующие элементы мож-
но подразделить на альфа-стабилизаторы (алюминий,
галлий, кислород, азот, углерод), бета-стабилизаторы
(молибден, вольфрам, ванадий, ниобий, тантал, хром,
железо, кремний, марганец) и нейтральные упрочнители
(цирконий, гафний, олово, германий). Соответственно
на основе титана можно получить три типа сплавов,
имеющих структуру а, р и а+₽. Возможны сплавы со
структурой «+Х ( где X — вторая фаза, представляю-
щая собой какое-либо химическое соединение типа
TiCr2, TiMn, TiFe, TiAl3 и т. д.) [8, 9, 10]. Некоторые
из этих соединений обладают высокой твердостью и мо-
гут быть эффективными упрочнителями титановых спла-
вов; например TiC имеет микротвердость, равную
3000 кгс/мм2, TigSig — 986 кгс/мм2, TiN — 2000 кгс/мм2
[11].
Наиболее распространенные серийные титановые
сплавы приведены в табл. 12.
При производстве слитков высоколегированных
сплавов в их состав вводят элементы, значительно от-
личающиеся от титана по своим физическим свойствам:
температуре и теплоте плавления, теплоемкости, плот-
ности, электропроводности, упругости пара, раствори-
мости в титане и т. д.
Легирующие элементы (или лигатуры, их содержа-
щие) совместно с титановой губкой и оборотными от-
ходами запрессовывают в расходуемый электрод, кото-
рый, таким образом, представляет собой спрессованную
гетерогенную смесь шихтовых материалов (рис. 23).
Если легирующие элементы вводить в шихту в виде
чистых металлов, то расплавление расходуемого прес-
сованного электрода может происходить неравномерно
и процесс растворения легирующих добавок не завер-
шится на торце электрода и в расплаве жидкой ванны.
Идеальным с точки зрения равномерности расплавле-
ния и растворения в жидкой ванне мог бы быть элек-
трод, сформированный из тщательно смешанных ком-
понентов одинакового фракционного состава с идентич-
ными физическими свойствами. Однако современный
уровень техники производства слитков титановых спла-
вов не может обеспечить в полной мере идеальные ус-
ТАБЛИЦА 12
СОДЕРЖАНИЕ ЛЕГИРМОЩИХ ЭЛЕ
Марка сплава А1 Мп Мо V
ОГ4-0 0,1—1,4 0,2—1,3
ОТ4-1 1,0—2,5 0,7—2,0 — —
ОТ4 3,5—5,0 0,8—2,0 — —
ВТ20 6,0—7,5 — 0,5-2,0 0,8—1 г8
ВТ5-1 4,0—6,0 — — -—.
ВТЗ-1 5,5—7,0 — 2,0—3,0 —
ВТ8 6,8—7,3 — 2,8—3,8 —
ВТ9 5,8—7,0 — 2,8—3,8 —
ВТ14 — — — —
ВТ6 — — — —
ВТ15 2,6—3,6 —- 6,8—8,0 —
ВТ16 1,6—3,0 — 4,5—5,5 4,0—5,0
ВТ22 4,4—5,9 — 4,0—5,5 4,0—5,5
Примечание. Содержание примесей, %, не более: 0,10 С,
сумма прочих примесей 0,30%.
ловия, поскольку основной составляющий компонент
шихты (губчатый титан) производится по фракцион-
ному составу в широком диапазоне (от 2,0 до 70,0 мм).
Отходы титанового производства (стружка, обрезь, ку-
ски) также по своему фракционному составу различны.
Выбор фракционного состава легирующих материа-
лов должен исходить из необходимости обеспечения
полного расплавления на торце электрода и растворе-
ния в жидкой ванне. Наиболее реальным и необходи-
мым условием является разработка таких легирующих
материалов, физические свойства которых были бы
близки к титану.
Из всех физических свойств легирующих компонен-
тов наиболее важными (с точки зрения равномерного
распределения в жидкой ванне металла) являются их
температура плавления и плотность. Прежде всего от
температуры плавления компонента зависит степень
равномерности его распределения в расплаве металла,
отсутствие локальных включений и местной микронеод-
нородности. Если обеспечить полное расплавление и
растворение легирующих компонентов в формируемой
пленке жидкого металла на торце расходуемого элек-
МЕНТОВ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ, %
0,15—0,30 Fe, 0,15 Si, 0,30 Zr, 0,12—0,20 О, 0,05 N, 0,012—0,015 Н2;
трода, то можно практически полностью исключить вли-
яние их плотности на равномерность распределения по
объему жидкой ванны. С этой точки зрения целесооб-
разно все металлы, которыми в настоящее время леги-
руют титан, разделить на три группы [12]:
1) с температурой плавления значительно выше ти-
тана: молибден (/пл=2620°С, плотность 10,2 г/см3, теп-
лота плавления 6,6 ккал/моль); вольфрам (/пл=3380сС,
плотность 19,34 г/см3, теплота плавления 8,42 ккал/
/моль); ниобий (/пл=2420°С, плотность 8,57 г/см3, теп-
лота плавления 6,4 ккал/моль); тантал (/Пл=3000°С,
плотность 16,6 г/см3, теплота плавления 7,5 ккал/моль);
ванадий (/пл = 1920°С, плотность 6,1 г/см3, теплота
плавления 4,2 ккал/моль);
2) с температурой плавления, близкой к титану:
хром (/пл = 1820° С, плотность 7,15 г/см3, теплота плав-
ления 3,3 ккал/моль); цирконий (/пл = 1850°С, плот-
ность 6,5 г/см3, теплота плавления 4,0 ккал/моль); же-
лезо (^л = 1539° С, плотность 7,88 г/см3, теплота плав-
ления 3,6 ккал/моль); кремний (/пл = 1410°С, плотность
2,3 г/см3, теплота плавления 1,1 ккал/моль); марганец
(/пл = 1250°С, плотность 7,41 г/см3, 'геплота плавления
1,9 ккал/моль);
Рис. 23. Прессованный электрод
сплава ВТЗ-1 (разрез по диамет-
ральной плоскости)
3) с температурой плав-
ления значительно ниже
температуры плавления ти-
тана: алюминий (/лп=
=660° С; плотность 2,7
г/см3, теплота плавления
2,5 ккал/моль); олово
(Апг=232° С, плотность
7,29 г/см3, теплота плавле-
ния 1,7 ккал/моль).
Соответственно (по тем
же литературным источни-
кам) температура плавле-
ния титана 1665° С; тепло-
та плавления 3,7 ккал/
/моль; плотность 4,5 г/см3.
Легирующие элементы
первой группы являются
изоморфными бета-стаби-
лизаторами титана. Эти
элементы неограниченно
растворяются в р-титане и
ограниченно в а-титане [8].
В сочетании с альфа-моди-
фикатором (алюминием)
изоморфные бета-стабили-
заторы повышают прочность
и жаропрочность сплавов.
Для легирования серий-
ных титановых сплавов на-
иболее широко используют
ванадий и молибден. В со-
четании с другими элемен-
тами легируют ванадием
сплав ВТ6, молибденом —
сплавы ВТЗ-1, ВТ9, ВТ8,
ВТ 18, ВТ15; молибденом и
ванадием — сплавы ВП4,
ВТ 16, ВТ20, ВТ22.
Вольфрам и тантал для
легирования серийных титановых сплавов не нашли
широкого применения из-за их дефицитности и от-
сутствия надежного метода введения в сплавы, гаран-
тирующего от химической макронеоднородности слитка.
Н. Ф. Аношкин проводил исследование растворения
в титане при вакуумной дуговой плавке таких легиру-
ющих элементов как вольфрам, тантал, цирконий, хром,
ниобий в зависимости от их фракционного со-
става.
Исследования показали, что при введении тугоплав-
ких элементов (молибдена, вольфрама и ниобия) в рас-
ходуемый прессованный электрод в виде компактных
частиц разного фракционного состава (штабиков, прово-
локи, стружки) в процессе плавки они полностью не
растворяются и в слитках образуется большое число
включений, сохраняющихся при повторном переплаве.
Наиболее благоприятные условия плавления — введение
элементов в виде мелкой стружки толщиной от 0,05 до
3,0 мм, смешанной с губкой и спрессованной в расходуе-
мый электрод Однако и в этом случае процесс расплав-
ления и растворения не завершается на электроде и
вместе с жидким сплавом в ванну попадают не раство-
рившиеся до конца мелкие тугоплавкие частицы. Элемен-
ты этой группы обычно вводят в шихту титановых спла-
вов в виде промежуточных сплавов-лигатур.
Элементы второй группы (хром, марганец, железо,
кремний) образуют с титаном системы с эвтектоидным
распадом 0-фазы и являются эвтектоидными бета-ста-
билизаторами титана.
Для повышения прочности и жаропрочности при со-
хранении достаточной технологичности и свариваемо-
сти в сплавы титана с алюминием вводят бета-стабили-
заторы в количествах, близких к их максимальной рас-
творимости в титане.
Элементы второй группы иногда вводят в шихту
титановых сплавов в виде технически чистых металлов.
Проведенным Аношкиным исследованием поведения
частиц элементов (циркония, хрома), температура плав-
ления которых выше, чем титана, но не выше темпера-
туры расплава жидкой ванны титана, установлено, что
частицы сравнительно небольших размеров (10—15 мм)
растворились полностью во всех условиях, кроме введе-
ния их непосредственно в жидкую ванну, минуя элек-
трод. Однако частицы циркония и хрома размером
40X20 мм образовывали включения на дне лунки.
Подобные же результаты получили в своем экспе-
рименте Г. С. Андреева и Ю. Н. Назарчук при выплав-
ке слитков диаметром 340 мм сплава ВТ9, вводя иодид-
ный цирконий в виде кусочков диаметром 16 мм и дли-
ной 30—40 мм. По оси слитка на 2/3 его длины (за
исключением литниковой части) обнаружены включе-
ния, обогащенные цирконием.
Элементы второй группы (хром и марганец) отлича-
ются низкой упругостью паров по сравнению с титаном
и склонны (особенно марганец) при вакуумной дуговой
плавке испаряться. С целью подавления испарения
Рис. 24. Недоплавленный прессованный электрод сплава
ВТ 18 (пример выплавления алюминия)
марганца слитки сплавов ОТ4, ОТ4-1, ОТ4-2 выплавля-
ют в атмосфере аргона при давлении от 10 до 200 мм
рт. ст.
Элементы третьей группы (алюминий и олово) об-
разуют с титаном систему с ограниченной раствори-
мостью легирующих элементов в а- и р-титане при на-
личии эвтектоидного распада p-твердого раствора. При
этом олово, как и цирконий, называют нейтральным
упрочнителем, так как оба они мало влияют на устой-
чивость а- и р-фаз.
Алюминий и олово в связи с легкоплавкостью склон-
ны выплавляться из расходуемого электрода до их вы-
хода на торец электрода, что может привести к обога-
щению ими (особенно оловом) донной части лунки
жидкого металла и к химической неоднородности
слитка.
Результат выплавления алюминия из прессованного
электрода при плавлении сплава, в шихте которого сво-
бодного алюминия содержалось 6,0 % > виден на рис. 24.
Алюминий в легировании титановых сплавов имеет
особое значение по ряду причин: 1) это единственный
металл, стабилизирующий а-фазу; 2) он эффективно
упрочняет а-, а+р-, р-сплавы при сохранении удовлет-
ворительной пластичности; 3) с увеличением содержа-
ния алюминия повышается жаропрочность и сопротив-
ление ползучести сплавов титана; 4) алюминий широко
распространен в природе, доступен, сравнительно дешев;
5) плотность алюминия значительно меньше плотности
титана, и поэтому введение алюминия снижает плот-
ность сплавов и повышает их удельную прочность.
Исключительная роль алюминия в легировании ти-
тана и его присутствие почти во всех серийных про-
мышленных титановых сплавах дают возможность из-
готавливать промежуточные сплавы (лигатуры) на ос-
нове алюминия, температура плавления и плотность
которых почти такие же, как и титана.
Способ приготовления лигатур
В зависимости от применения, необходимой степени
чистоты, экономических соображений, связанных с
уменьшением потерь металла и расхода топлива, харак-
тера исходных шихтовых материалов и их физико-хи-
мических свойств, лигатуры изготовляют следующими
способами:
1) непосредственным сплавлением чистых элементов;
2) совместным восстановлением компонентов сплава
из руд в процессе руднотермической плавки;
3) электролизом расплавленных сред и водных
растворов;
4) замещением одного элемента другим в каком-ли-
бо соединении (металлотермия);
5) диффузионным с использованием твердых, жид-
ких и газообразных веществ;
6) комбинированным с применением двух-трех вы-
шеуказанных способов [13].
В черной и цветной металлургии широко используют
способ получения лигатур непосредственным сплавле-
нием металлов. Сущность его состоит в том, что в спе-
циальном плавильном агрегате (печи дуговые, индук-
ционные, сопротивления и т. д.) расплавляют основной
компонент лигатуры и перегревают его. Затем в рас-
плав вводят легирующие элементы в твердом или жид-
ком состоянии. Температуру сплава доводят до необ-
ходимого уровня, производят металлургическую обра-
ботку (рафинирование, дегазацию и т. д.) и затем рас-
плав разливают в чушки или плиты.
В качестве шихтовых материалов при производстве
лигатур способом сплавления используют чистые ме-
таллы, а также отходы металлов и сплавов. Высокая
производительность и возможность получения лигатур
с низкой загрязненностью металлическими примесями и
неметаллическими включениями (окислы, газ, шлак) со
строго определенным химическим составом и необходи-
мыми физико-химическими свойствами — основное до-
стоинство этого способа.
С внедрением в промышленное производство титано-
вых сплавов ВТ8, ВТ9, ВТ14, ВТ15, легированных мо-
либденом, было организовано производство лигатуры
алюминий — молибден, а для сплава ВТЗ-1—лигатуры
алюминий — молибден — хром. Эти лигатуры изготов-
ляли способом сплавления технически чистых металлов
в индукционной печи. Изготовление молибденсодержа-
щих лигатур методом сплавления в открытой атмосфе-
ре сопровождается повышенной окисляемостью во вре-
мя плавления, разливки и затвердевания. Для предот-
вращения окисляемости лигатуру разливают в вакууме
или в атмосфере инертных газов. Сплавление молибде-
на с алюминием в индукционных печах, кроме того, не
обеспечивает полного растворения молибдена, и всегда
есть опасность попадания в лигатурный слиток кусоч-
ков нерасплавившегося молибдена, которые в дальней-
шем дают локальные включения в слитках титановых
сплавов.
Методом совместного восстановления компонентов
из руд в процессе руднотермической плавки изготовля-
ют промежуточные сплавы (наиболее распространенные
ферросплавы) для производства легированных сталей
[14]. Для получения лигатур этим способом руду
вместе с восстановителем и флюсом нагревают до тем-
пературы, превышающей температуру плавления основ-
ного элемента. Между рудой и восстановителем проис-
ходит реакция с выделением металла. При взаимодей-
ствии выделившегося металла с другими продуктами
плавки образуется сплав.
В производстве титановых сплавов иногда использу-
ют ферросилиций, приготовляемый описанным выше ме-
тодом.
По сравнению с другими способами производства
сплавов способ выплавки из руд наиболее дешевый и
производительный.
Способ получения сплавов электролизом расплав-
ленных сред и водных растворов основан на выделе-
нии металлов на катоде под действием постоянного
электрического тока. В насстоящее время этим способом
получают лигатуры медь — бериллий, магний — неодим,
сплав железа с церием и другими редкоземельными ме-
таллами. Получение лигатур и отдельных металлов
электролизом целесообразно в тех случаях, когда не-
посредственное сплавление либо затруднено (легирую-
щий элемент сильно окисляется), либо невозможно из-
за отсутствия легирующего элемента в чистом виде.
Для легирования ряда титановых сплавов (ВТ20, ОТ4-2)
за последнее время применяют электролитический цир-
коний, получаемый электролизом расплавленных солей,
например фторцирконата калия [15].
Диффузионный способ изготовления сплавов и ли-
гатур лежит в основе порошковой металлургии (метал-
локерамики). Он состоит в прессовании тонких порош-
ков элементов, входящих в состав сплава (лигатуры),
для создания необходимого контакта между зернами и
спекании прессованных заготовок при температурах ни-
же температуры плавления основного компонента спла-
ва. В процессе спекания происходит взаимное проник-
новение элементов и выравнивание состава в результате
диффузии. Лигатуры и сплавы, полученные таким спо-
собом; отличаются от сплавов, полученных методом
сплавления, пониженной плотностью и повышенным со-
держанием газовых примесей.
Способом металлокерамики можно приготовлять ли-
I атуры из элементов, сильно отличающихся по темпера-
туре плавления и плотности. В частности, этим спосо-
бом получают псевдосплавы меди и вольфрама, сереб-
ра и вольфрама, меди и графита [14]. Металлокера-
мический метод изготовления лигатур может быть ис-
пользован для производства лигатур титан — вольфрам
и титан — тантал, так как изготовление подобных лига-
тур другими методами почти невозможно из-за большой
разности плотностей и температур плавления металлов,
а также их высокой степени окисляемости при нагреве
и расплавлении в открытой атмосфере.
Металлотермический способ получения сплавов ос-
нован на различии в сродстве металлов к таким эле-
ментам, как кислород, фтор и хлор. Металлы, которые
образуют более прочные соединения с этими элемента-
ми, восстанавливают другие металлы из менее прочных.
В качестве металлов-восстановителей широко использу-
ют алюминий, кальций, магний, натрий и т. д. При по-
лучении лигатур для легирования титановых сплавов в
последнее время широко используют метод внепечной
алюминотермии. Если при протекании реакций металло-
термического восстановления количество выделяющего-
ся тепла оказывается достаточным для самопроизволь-
ного течения процесса и не требуется дополнительного
подвода тепла извне, то такой процесс называют про-
цессом внепечной металлотермии [16].
Среди металлотермических процессов ведущее место
занимает алюминотермическое восстановление окислов
металлов, протекающее по реакции:
ЗМеО + 2А1 -> ЗМе + А12О3,
2/т МепОт -f- 4/ЗА1 -> 2п/т Me + 2/ЗА12О3.
Особенно широкое применение алюминотермический
процесс находит в металлургии высококачественных
ферросплавов и лигатур. Это обусловливается рядом
его преимуществ перед другими процессами [16]:
1) высокой восстановительной способностью алюми-
ния, позволяющей получать этим методом сплавы боль-
шинства легирующих элементов;
2) возможностью получения очень высоких темпера-
тур (до 2300—2800 К) без подвода тепла извне;
3) относительно невысокими затратами, необходи-
мыми для аппаратурного оформления процесса;
4) возможностью получения более низкого содержа-
ния углерода, чем в процессах электротермии (рудно-
термической плавки);
5) легкостью моделирования промышленной выплав-
ки путем проведения плавок небольшого масштаба;
6) простотой производства и использования алюми-
ниевого порошка по сравнению с порошками таких
восстановителей, как магний и кальций.
Алюминотермические ферросплавы и лигатуры при-
меняют для легирования как качественных сталей, так
и сплавов на титановой, никелевой, кобальтовой и дру-
гих основах.
Основные требования, предъявляемые к материа-
лам, применяемым для легирования подобных сплавов,
следующие:
а) возможно меньшая стоимость легирующих мате-
риалов;
б) минимальное содержание в них вредных приме-
сей;
в) равномерный химический состав по всему объему
легирующего материала (лигатурного слитка);
г) близость температур плавления и плотностей ле-
гирующего материала и выплавляемого сплава (напри-
мер титана);
д) хрупкость легирующего материала такая, чтобы
при дроблении (перед легированием) получился мате-
риал заданной фракции и отсутствовала пирофорность
при дроблении;
е) хорошая растворимость в основном металле (ти-
тане) в процессе плавки.
Четыре последних требования к легирующим мате-
риалам вызываются необходимостью равномерного рас-
пределения легирующего элемента по объему металла
(титана).
По сравнению с легированием .чистыми металлами
применение для этой цели ферросплавов и лигатур эко-
номически более выгодно, так как стоимость окислов
металлов значительно меньше стоимости чистых метал-
лов.
Разработка теоретических основ процесса промыш-
ленной технологии производства важнейших лигатур
методами внепечной металлотермии принадлежит
С. Ф. Жемчужному, В. П. Елютину, Н Н. Мурачу,
В. А. Боголюбову и ряду других советских ученых и
инженеров.
Основное условие самопроизвольного протекания
процесса восстановления алюминием окислов других
металлов — более высокая прочность окислов алюминия
по сравнению с окислами восстанавливаемого металла.
Прочность окислов различных металлов характеризует-
ся величиной изменения изобарного потенциала AZ при
взаимодействии этих металлов с кислородом [17].
При температурах алюминотермического процесса
окисли металлов по уровню снижения прочности мож-
но расположить в следующем порядке: Са, Zr, Al, Mg,
В, Ti, Si, Mn, Nb, Сг, V, Fe, W, Mo [18]. Алюминий
может восстанавливать следующие за ним в ряду эле-
менты из их кислородных соединений.
Внепечная алюминотермическая плавка возможна
при условии Q3K3^Qp+Qn (где Q3K3 — тепло экзотерми-
ческой реакции восстановления; Qp — тепло, необходи-
мое для расплавления продуктов реакции и нагрева
жидкого расплава до требуемой температуры; Qn — теп-
ловые потери в период от начала плавки до окончания
процесса формирования слитка металла).
В том случае, когда это условие не выполняется,
самопроизвольное протекание внепечного процесса без
подвода тепла извне оказывается невозможным или
восстановительные реакции протекают без четкого
разделения металлической и шлаковой фаз.
Приближенной характеристикой тепловых условий
алюминотермической плавки является известное прави-
ло Жемчужного (1914 г.), согласно которому алюмино-
термический процесс возможен лишь тогда, когда ко-
ТАВЛИЦА 13
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ И ФИЗИ
Содержание легиру
Лигатуры Мо Сг V Zr Ti
АХМК 30—34 23—27 — —
АХМКФ 32— 36 21—25 -—• — -—
АМТ . 48—52 — —. — 6—9
АМТФ 48—52 — — — 6—9
АХМ-50 38—42 50—53 — — •—
АЦМК 38—42 — •—. 18—21 —
АЦМКФ 38—42 — •—• 18—21 -—
АМВТ 35—38 —- 30—34 .—- Ост.
К5 32—34 6—8 32—34 — -—•
К5к 32—34 6—8 32—34 — —
Вн4.Л .— — 70—80 -— —-
ЛТ7 — — •—- — Ост.
Примечание. Значения плотности и температуры плавления
ных компонентов.
личество тепла, выделяющегося во время реакций, пре-
вышает 550 кал на 1 кг шихты. Когда тепла, выделяю-
щегося в результате восстановительных реакций, недо-
статочно для достижения определенной термичности, в
шихту вводят термитные добавки — бертолетовую соль,
селитру, перекись бария или кальция с соответствую-
щим количеством алюминия. При избытке тепла в ших-
ту вводят балластные добавки: известь, шлак и др.
Ниже приведены величины удельной теплоты про-
цесса восстановления некоторых окислов алюминием:
Окисел . . МоО3 V2O5 WO3 SiO2 Nb2O5 Cr2O3 TiO2 ZrO?
Удельная
теплота,
шихты. . . 1112 1044 700 624 575 633 411 56
Сопоставление величин удельной теплоты реакций
восстановления окислов алюминием показывает, что
при внепечном способе плавки целесообразно комбини-
ровать восстановление окислов молибдена или ванадия
с восстановлением окислов ниобия, хрома, кремния, ти-
тана, циркония с получением комплексных лигатур.
ЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИГАТУР
ющих компонентов, % Плот- ность, г/см3 Темпера- тура плавления. °C
Fe Si Al W
3—6 2,5—4,0 Ост. . - 4,7 1430
4—6 2,5—4,0 » 4,0 5,2 1470
— —- » — 5,0 1480
— — » <4,5 5,1 1520
— 6—9 — 7,1 1800
— 2,5—3,5 Ост. .—- 4.8 1590
— 2,5—3,5 » -4,0 4,9 1610
~— — 16,5 — 5,8 1830
5—8 — Ост. — 5,8 1720
5—8 — » <3,5 5,9 1750
— — —- 4,9 1820
10—13 4—6 6—80 2 — 4,8 1500
даны для лигатур, имеющих среднеарифметическое содержание основ-
Существующее обилие марок титановых сплавов и
необходимость разработки новых сплавов, обладающих
более высокой жаропрочностью, вызвало необходимость
разработки принципов введения легирующих металлов
в сплавы при вакуумной дуговой плавке, которые бы
обеспечивали растворение легирующих элементов в ти-
тане на торце электрода и гарантировали их равномер-
ное распределение в объеме наплавляемого слитка.
Титановые сплавы можно легировать двойными ли-
гатурами или для каждого сплава создавать свою ком-
плексную лигатуру. Легирование двойными лигатурами
целесообразно в тех случаях, когда сплавы легируются
одним элементом, кроме алюминия (например, ванади-
ем или молибденом) или двумя элементами (ванадием и
молибденом вместе). Например, рационально в сплавы
ВТ6 вводить ванадий в виде двойной лигатуры алюми-
ний— ванадий; в сплавы ВТ8, ВТ9 — молибден в виде
двойной лигатуры алюминий — молибден; в сплавы
ВТ14, ВТ20—ванадий и молибден двумя двойными вы-
ше указанными лигатурами. В этом случае две лигату-
ры (алюминий — молибден и алюминий — ванадий) яв-
ляются универсальными для нескольких сплавов.
Для легирования титановых сплавов ванадием при-
меняют лигатуру алюминий — ванадий, изготавливае-
мую методом алюминотермии, с содержанием ванадия
в пределах 45—75%.
Для легирования титановых сплавов молибденом до
недавнего времени использовали лигатуры, полученные
и методом сплавления и внепечным алюминотермиче-
ским способом. При этом содержание молибдена в ли-
гатурах колеблется от 42 до 60%. На некоторых заво-
дах в состав лигатуры алюминий — молибден для спла-
вов ВТ8. ВТ9, вводят 2—3% кремния [18, 19].
Высоколегированные многокомпонентные сплавы
ВТЗ-1, ВТ22, ВТ15, ВТ16 целесообразно легировать
комплексными лигатурами, в которые бы входили все
легирующие элементы сплава (табл. 13).
Легирование этих сплавов двойными лигатурами на
основе алюминия неприемлемо из-за ограниченного
содержания алюминия в сплаве. Например, для легиро-
вания сплава ВТЗ-1 употребляют лигатуру алюминий —
молибден — хром — железо, изготавливаемую методом
сплавления металлов пли алюминотермическим мето-
дом.
3. ОТХОДЫ ТИТАНА И ЕГО СПЛАВОВ
Источники образования,
виды и количество
титановых отходов
Из титана и его сплавов изготавливают те же виды по-
луфабрикатов, что и из других промышленных метал-
лов и сплавов (листы, полосы, ленты, плиты, поковки,
прутки, штамповки, трубы, проволоку и пр.), т. е. для
титановых сплавов применяются те же металлургические
переделы, отличающиеся лишь технологическими схема-
ми и режимами. Поэтому при производстве полуфабри-
катов и изделий из сплавов титана образуются и все тра-
диционные виды отходов, которые условно можно под-
разделить на три класса: различные куски (включая
лом), стружку, листовую обрезь. С начала промышлен-
ного выпуска титана как нового конструкционного ме-
талла регулярно подсчитывали общее ориентировочное
количество отходов, образующихся в стране ежегодно.
С этой целью систематически составляли балансы рас-
хода металла на всех операциях по видам производства
в каждом году. Количество отходов подсчитывали по се-
рийным сплавам. Шихту, идущую на выплавку слитков,
принимали за 100%, выход годного, количество отходов
и безвозвратные потери вычисляли в процентах к ших-
те для плавки. Поскольку выходы годного на разных
заводах и разных цехах (а также по разным сплавам)
несколько различаются, итоговые цифры усредняли в
соответствии с производительностью цехов и выпуском
сплавов.
Общее количество отходов, ежегодно образующихся
при производстве и применении титановых сплавов, весь-
ма велико; оно составляет около 70% к шихте, потреб-
ленной для плавки, причем эта цифра за последние
10 лет практически изменилась очень мало. Это объ-
ясняется тем, что, с одной стороны, улучшается техно-
логия (и, следовательно, увеличивается выход годного)
производства слитков и полуфабрикатов, а, с другой сто-
роны, из титановых сплавов изготавливают все более
сложные детали и изделия.
Если общее количество отходов принять за 100%,
то на долю кусков приходится примерно 25%, стружки
45% и листовой обрези 30%.
Качество титановых отходов, принципиальные
особенности использования отходов
при плавке титана и его сплавов
Весьма важное значение имеет качество титановых от-
ходов. Отходы титановых сплавов, как правило, имеют
большую концентрацию примесей внедрения, чем исход-
ная титановая губка. Это объясняется тем, что, хотя вы-
плавка титановых сплавов и производится в вакууме
(или в атмосфере разреженного нейтрального газа), в ат-
мосфере печи всегда имеется некоторое количество кис-
лорода и азота, попадающих в нее в результате натека-
ния и выделения газов, адсорбированных на расходуе-
мом электроде и на внутренних стенках печи; эти газы
практически полностью поглощаются расплавленным ме-
таллом при плавке.
Таким образом, в титановом слитке примесей внед-
рения всегда больше, чем в исходной губке. При переде-
ле слитка на полуфабрикаты происходит окисление по-
верхности полуфабрикатов, а, следовательно, и отходов,
образующихся при их производстве. Перед введением в
шихту отходы подвергаются очистке, однако в произ-
водственных условиях очистка отходов никогда не быва-
ет абсолютно полной, в результате чего на поверхности
отходов остается некоторая часть загрязнений (альфи-
рованного слоя). Методы раскисления при плавке тита-
новых сплавов еще не разработаны. Поэтому, если в
шихту регулярно вводятся отходы и при этом каждый
раз применяется губка, имеющая всегда постоянное со-
держание примесей внедрения, то эти примеси накапли-
ваются и в слитках. В целях расширения сырьевой базы
для выплавки слитков и снижения себестоимости про-
дукции из титана и его сплавов [20, 21] главное внима-
ние направлено на использование именно отходов тита-
новых сплавов наряду с отходами других металлов.
Выведем зависимость, характеризующую важнейшую
закономерность использования отходов при плавке тита-
на. Она позволяет оценить количество примесей, которое
можно ввести в слитки вместе с отходами, и выявить
общие требования к составу отходов, вовлекаемых в
шихту.
Обозначим концентрацию примесей внедрения в ти-
тановой губке (предполагается, что эта губка применя-
ется для выплавки всех слитков) через СГ, содержание
примесей внедрения в слитках через Сс, прирост концен-
трации примесей за каждый двойной переплав через
ДСп, а прирост концентрации примесей за счет окисле-
ния поверхности отходов и неполной их очистки через
ДСо.
В слитке, выплавленном без применения отходов, со-
держание примесей внедрения будет равным С° = СГ+
4-ДСп.
В первом слитке, в который введена доля отходов,
равная N, содержание примесей получится
С' =(1—W)Cr-^M(Cr + ACn + ACo) + ACn =
= Сг + (1 — М) АСП+ МАСО.
Очевидно, что при постоянном добавлении N доли
отходов от каждого предыдущего слитка в последующий
концентрация примесей в слитках увеличивается и для
n-ного слитка составит
Сс =Сг + (1 + № + ... р ДД1) ДСП 4-
+ (М + № + № 4------F Nn) ДСО.
Рассматривая выражения в скобках как сумму чле-
нов геометрической прогрессии, можно записать
С2 = сг + ЛСП + до-
предельное содержание примесей в слитках (послед-
нее выражение при п-+оо) выразится следующей форму-
лой, показывающей принципиальную особенность ис-
пользования отходов при плавке титана
Сср = Сг + —— ДСП +-------ДС0.
г l—N п 1 — К °
Чтобы выявить требования к качеству отходов, по-
следнюю формулу преобразуем в виде ACo=f(A^), т. е.
АС0 = [(1 — N) С"р — Сг (1 — N) - АСП] /N.
Поскольку отходы загрязнены в основном кислоро-
дом, необходимые расчеты будем вести применительно к
этой примеси. Максимально допустимое содержание кис-
лорода в большинстве промышленных титановых спла-
вов согласно ГОСТ составляет 0,15%, а губка, приме-
няемая для выплавки слитков, содержит 0,06—0,08%
кислорода. Следовательно, в расчетах можно принять
Q'P =0,15; а для Сг = 0,06 и 0,08. Величина ДСП зависит
от многих факторов (тип и объем печи, вакуум при плав-
ке, натекание и др.) и для разных типов может отличать-
ся. Весьма приближенно ее можно оценить косвенным пу-
тем по приросту предела прочности технического титана
в сравнении с пределом прочности губки, из которой бы-
ли выплавлены слитки без использования отходов. Еже-
годные данные за последние 15 лет примерно одинаковы
и характеризуют прирост предела прочности на 3—
5 кгс/мм2. Такой прирост, как будет показано ниже, со-
ответствует увеличению содержания кислорода пример-
но на 0,04%, т. е. величину ДСП принимаем равной
0,04. Подставляя в формулу значения С"р=0,15; ДСП=
= 0,04; Сг=0,06 (1-й случай) и 0,08 (2-й случай), легко
определить значения, концентрации кислорода (ДС0),
который может быть введен в слитки при разном коли-
честве добавляемых в шихту отходов. Эти значения при-
ведены ниже:
Доля отходов в
шихте.............
ДСо, % (по мас-
се), при Сг:
0,06............
0,08............
0,1 0,2 0,3 0,4 0,43 0,5 0,55
0,41 0,16 0,077 0,035 0,027 0,01 0
0,23 0,08 0,03 0,05 0 — —
Общим требованием к качеству отходов, вовлекаемых
в шихту для плавки, является, очевидно, минимальное
их загрязнение примесями внедрения, т. е. величина ДС0
должна быть как можно меньше.
Рассмотрим теперь, какие реальные значения ДСО
получаются на практике. Большая часть отходов образу-
ется при технологических операциях, связанных с нагре-
вом металла в обычной атмосфере до сравнительно
высоких температур (700—1200°С), в результате чего
происходит окисление поверхности полуфабрикатов и,
следовательно, отходов, полученных при их производстве.
Как известно, на поверхности окисленного титана имеет-
ся несколько слоев различной по структуре и химиче-
скому составу окалины (она обычно легко отслаивает-
ся), а под окалиной расположен газонасыщенный так
называемый альфированный слой, содержание кислоро-
да в котором с глубиной постепенно убывает,
В работах С. И. Сычевого и Г. Д. Зюкова-Батырева
[20] изучено качество всех характерных видов отходов.
Установлено, что наиболее окислены отходы кузнечного
производства; на их поверхности имеется относительно
толстый слой окалины и под ней альфированный слой,
полная глубина которого в зависимости от режима на-
грева заготовок под ковку и штамповку может коле-
баться в разных сплавах от 0,6 до 2 мм и более. При
горячем деформировании часть окалины вместе с раз-
дробленной наиболее хрупкой частью альфированного
слоя вдавливается в основной металл, так что в нем об-
разуются зоны со значительно повышенной концентра-
цией кислорода. На отходах прессового производства
окалины имеется немного, а глубина альфированного
слоя обычно не превышает 0,5 мм. Однако в ряде слу-
чаев эти отходы загрязнены различными смазками, при-
меняемыми при прессовании. На отходах прокатного
(в том числе листопрокатного) производства очень ма-
ло окалины, а глубина альфированного слоя лишь 0,1—
0,2 мм. Однако поверхность листовой обрези, особенно
тонких листов, относительно велика по сравнеию с мас-
сой, поэтому прирост концентрации кислорода в таких
отходах из-за окисления их поверхностных слоев может
быть достаточно большим.
Еще менее благоприятно отношение поверхности к
массе стружки. Даже небольшое поверхностное окисле-
ние стружки (появление цветов побежалости) при ме-
ханической обработке может привести к значительному
увеличению концентрации кислорода в металле. Струж-
ка же, полученная при механической обработке кузнеч-
ных и других сильно окисленных с поверхности заготовок,
содержит весь альфированный слой, и концентрация в
ней кислорода даже при отсутствии цветов побежалости
может быть очень велика.
В табл. 14 приведен измеренный на образцах прирост
содержания кислорода в альфированном слое отходов
разных сплавов и дана полная глубина этого слоя после
нагрева заготовок больших сечений под ковку или штам-
повку.
Глубину альфированного слоя измеряли также на
образцах промышленных кузнечных отходов таких ви-
дов, как облой, концы некратности и др. Были установ-
лены близость или совпадение полученных данных со
значениями глубины, измеренной на образцах. Поэтому
ТАБЛИЦА 14
ПРИРОСТ СОДЕРЖАНИЯ КИСЛОРОДА В АЛЬФИРОВАННОМ СЛОЕ
И ГЛУБИНА ЕГО В ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ
Марка сплава BT1 -0 ОТ4 BT3-1 BT5 BT6 ВТ8 (литой)
Прирост содержания кисло- рода в альфированном слое, мг/см2 2,8 1,5 2,5 4,2 2,2 7,3
Полная глубина альфиро- ванного слоя, мм ... . 0,8 0,2 0,6 2,0 0,6 0,8
можно считать, что удельное содержание кислорода в
альфированном слое, приведенное в табл. 14, соответст-
вует с необходимой точностью его содержанию в таком
слое промышленных отходов.
На практике за критерий качества укрупненных ви-
дов отходов удобно принимать упрочнение сплавов за
счет используемых в шихте отходов. Из многочисленных
исследований различных авторов по изучению влияния
кислорода на свойства титановых сплавов известно, что
предел прочности титана и его сплавов линейно связан
с содержанием в них кислорода на сравнительно не-
большом участке изменения концетрации кислорода
(0,05—0,35%).
Под коэффициентом упрочнения К по данному виду
отходов понимается сумма ДСп-|-ДСо или, переходя к
пределу прочности, ОвДСп+овДСо.
Для определения коэффициента упрочнения были ис-
пользованы следующие методы:
1. Выплавка лабораторных слитков из исходного ме-
талла и 100% отходов, образованных от него. Сущность
этого метода заключается в следующем. Из определен-
ной партии промышленных отходов данного сплава от-
бирали куски одного размера и одинаковой массы. Часть
кусков обтачивали до полного снятия с поверхности га-
зонасыщенного слоя, часть галтовалн, часть после гал-
товки травили, а часть оставляли в первоначальном ви-
де. Кроме этого, отходы образовывали и искусственным
путем, т. е. из определенного слитка проковывали ци-
линдры (по длине и диаметру соответствующие произ-
водственным отходам), а затем их готовили как указано
выше. Все куски использовали как расходуемые элек-
троды и сплавляли в лабораторной дуговой печи, а на
выплавленных слитках определяли механические свой-
ства по стандартной методике.
Очевидно, чго содержание примесей в отходах рав-
но сумме Сг+ДСп+ЛСо, а в основном металле—Сг4-
4-ДСп. Разница между содержанием примесей в слит-
ках, выплавленных из отходов и из основного металла,
составляет ДСО, но коэффициент упрочнения равен ДСо-|-
4-ДСп, поэтому к полученному значению следует приба-
вить 4 кгс/мм2 (упрочнение за счет двойного переплава).
2. Выплавка промышленных слитков из свежей ших-
ты и 100% отходов, образованных от этих слитков. Сли-
ток (или полуфабрикаты, изготовленные из данного слит-
ка), выплавленный на свежей шихте, испытывали по
стандартной технологии. Отходы от этого слитка (не-
окисленная стружка) или от листов, произведенных от
него же (листовая обрезь), сплавляли в печи с графито-
вым электродом (из 100% отходов данного вида) в сли-
ток, который затем переплавляли в обычной печи и сно-
ва испытывали. Разность пределов прочности этих слит-
ков или одинаковых полуфабрикатов, изготовленных из
них, составляет коэффициент упрочнения по данному ви-
ду отходов.
3. Выплавка специальных партий промышленных
слитков из свежей шихты с добавлением в шихту раз-
ного количества отходов. По этому методу в расходуе-
мые электроды при их изготовлении запрессовывали раз-
ные количества отходов (0, 10, 20, 30%) определенного
вида: стружку, листовую обрезь, галтованные куски.
Расчетный химически состав электродов был одинаков
и применялась одна партия титановой губки. Из элек-
тродов в одной печи выплавлялись слитки (по три на
точку), которые перерабатывали на одинаковые полу-
фабрикаты.
Таким образом, были приняты все меры, чтобы пере-
менным являлось одно упрочнение за счет отходов. Зная
пределы прочности полуфабрикатов, изготовленных из
слитков на свежей шихте и с добавлением определенной
доли отходов, упрочнение пересчитывали на 100% от-
ходов.
4. Статистический метод, который в сущности ничем
не отличается от третьего метода, но позволяет охватить
значительно больший материал. Статистической обра-
ботке подвергали лишь данные, полученные на слитках
(или полуфабрикатах), выплавленных по одинаковым
шихтовкам, т. е. сплавы, выплавленные как из свежей
шихты, так и с добавлением отходов, имели одинаковый
химический состав, а для их выплавки применялась губ-
ка с одинаковой прочностью.
Коэффициенты упрочнения определяли всеми четырь-
мя методами на следующих укрупненных классах отхо-
дов: стружке (неокисленной или травленой), листовой
обрезки, кусковых отходах двух размеров: 150Х100Х
Х100 мм галтованных и травленных после галтовки и
60x60x60 мм галтованных.
По соответствующим классам отходов всеми метода-
ми в среднем были получены примерно одинаковые ре-
зультаты. Коэффициенты упрочнения оказались равны-
ми: для стружки 20 кгс/мм2, листовой обрези 10 кгс/мм2,
кусковых отходов галтованных и травленных (размер
150x100x100 мм) 6 кгс/мм2, галтованных кусковых от-
ходов (размер 60x60x60 мм) 8 кгс/мм2.
Разумеется, полученные значения — довольно при-
ближенные по ряду причин. Во-первых, эти коэффици-
енты относятся к укрупненным классам отходов; внутри
этих классов могут наблюдаться значительные различия
коэффициентов упрочнения. Например, обрезь тонких
листов дает больший прирост прочности по сравнению с
обрезью толстых листов; упрочнение тем больше, чем
меньше размер отходов. Во-вторых, значения коэффи-
циентов упрочнения в большей мере зависят от фактиче-
ского выполнения технологии плавки и обработки, от
режимов очистки поверхности отходов. Тем не менее эти
коэффициенты дают возможность рассчитывать шихту
для плавки титановых сплавов.
Классификация титановых отходов
С целью упорядочения сбора и сортировки отходов, об-
разующихся на всех заводах, производящих и потреб-
ляющих титановые сплавы, С. И. Сычевым и Г. Д. Зю-
ковым-Батыревым [20] в 1960 г. была разработана
классификация отходов титановых сплавов. С неболь-
шими изменениями ее принципы использованы в ГОСТ
1639—71 «Лом и отходы цветных металлов и сплавов».
Классификация построена с учетом физических призна-
ков и качества отходов, а следовательно, и путей их ис-
пользования в промышленности. Все отходы можно ус-
ловно разбить на 4 класса: А. Лом и кусковые отходы.
Б. Стружка. В. Листовая обрезь Г. Прочие отходы. Каж-
дый класс параллельно подразделен на группы (I — ти-
тан чистый (нелегированный), II — сплавы титановые,
легированные компонентами, кроме олова, и III — спла-
вы титана, легированные оловом), а также на сорта
(1, 2, 3).
Класс определяет не только физические признаки от-
ходов, но прежде всего их качество при использовании в
шихте (коэффициенты упрочнения). Сорт зависит от
степени кондиционности отходов. Первые два сорта в
каждом классе (и группе) являются кондиционными и
используются в шихте при плавке титановых сплавов.
Первый сорт объединяет неокисленные отходы опреде-
ленного размера, которые не требуется специально об-
рабатывать (за исключением обезжиривания) перед вве-
дением в расходуемый электрод или слиток первого
переплава. Ко второму сорту относятся все отходы, кото-
рые после соответствующей подготовки (измельчение,
галтовка или пескообдувка, иногда травление) могут
быть использованы в шихту для плавки. В третий сорт
входят все отходы, непригодные для переплавки. Ис-
пользование их в шихте для плавки может вызвать рез-
кое ухудшение свойств титановых сплавов. Перепутан-
ные по маркам сплавов мелкие кусковые отходы, обрезь
и стружка являются несортными. Отходы третьего сор-
та и несортные считаются некондиционными для исполь-
зования в шихте.
Отходы первой группы можно использовать при вы-
плавке любого титанового сплава, отходы второй и треть-
ей групп — как правило, для тех сплавов, от которых
соответственно образованы отходы. Выделение специаль-
ной группы сплавов, легированных оловом, связано с
тем, что из титановых отходов производится также и
70%-ный ферротитан, содержание олова в котором ка-
тегорически не допускается.
Все отходы титановых сплавов, образующиеся при
производстве слитков, полуфабрикатов и деталей, а так-
же бракованные или пришедшие в негодность изделия из
сплавов титана (лом) должны соответствовать ГОСТ
1639—71.
Рациональный сбор и хранение отходов
Лом и отходы титановых сплавов одного наименования,
класса, группы, сорта при сборе или сдаче заготовите-
лям, на предприятиях Союзвторцветмета и предприяти-
ях-потребителях, а также при транспортировке не допу-
скается смешивать с ломом и отходами черных и цвет-
ных металлов и сплавов другого наименования, класса,
группы или марки.
Каждый класс и сорт отходов данного сплава необхо-
димо собирать в отдельную тару непосредственно в це-
хах, где они обрезаются. На крупные кусковые отходы
должна быть нанесена несмываемой краской марка спла-
ва. Стружку, листовую обрезь и другие мелкие отходы
следует собирать раздельно в тару, на которой указана
марка сплава, сорт и класс отходов. Не допускается и
загрязнение отходов примесями. Для этого станки и ра-
бочее место перед обработкой слитков, полуфабрикатов
или изделий надо тщательно очищать от отходов преды-
дхщего сплава, посторонних материалов и предметов.
Склад хранения отходов титановых сплавов должен
иметь бункера, отсеки или лари для раздельного хране-
ния отходов по маркам сплавов, классам и сортам. Кус-
ковые отходы при поступлении на склад выгружают из
сборочной тары в соответствующие бункера, отсеки или
лари. При сборе в цехах необходимо проверить правиль-
ность их сортировки. Перед отправкой на перерабаты-
вающий завод их комплектуют в более крупные партии
по маркам сплавов, классам и сортам: кусковые отходы
и листовую обрезь комплектуют в партии, масса кото-
рых условиями транспортировки не ограничивается; раз-
дробленную стружку — в партии массой не более 1 т.
Каждую партию отходов перед транспортировкой на пе-
рерабатывающие заводы упаковывают в тару таким об-
разом, чтобы избежать смешивания и просыпания. Каж-
дая отгружаемая партия лома и отходов сопровождает-
ся паспортом, удостоверяющим их соответствие
требованиям ГОСТа.
Подготовка отходов к плавке, введение их в шихту
Отходы и лом титановых сплавов, поступившие из дру-
гих цехов или с заводов-поставщиков, до использования
хранятся в транспортной таре на складе цеха, перера-
батывающего отходы. Перед началом переработки про-
веряют соответствие отходов классу и сорту, указанному
в паспорте данной партии. Кусковые отходы первого
сорта проверяют визуально на отсутствие следов окис-
ной пленки на поверхности и соответствие габаритов
установленному размеру.
Крупные кусковые отходы и лом второго сорта из-
мельчают до размеров, предусмотренных внутризавод-
скими технологическими инструкциями, крупную листо-
вую обрезь — до кусков размером не более 60X60 мм.
Отходы измельчают отдельными партиями путем пере-
ковки, разрубки в горячем виде, разрезки механически-
ми ножницами, на станках или автогеном. Партии из-
мельченных отходов хранят на складе в отдельных от-
секах, бункерах или ларях.
На поверхности кусковых отходов второго сорта име-
ется окалина, под которой находится альфированный
слой (с повышенным содержанием кислорода) глубиной
от нескольких сотых до 1,5 мм, образовавшийся в про-
цессе получения отходов или их измельчения. Окалину
и наиболее хрупкую часть альфированного слоя с по-
верхности кусковых отходов обычно удаляют галтовкой.
Длительность этой обработки зависит от имеющихся на
заводе установок и толщины окалины и определяется
для каждого вида отходов экспериментально. Иногда
для очистки поверхности отходов применяют пескооб-
дувку и редко химическое травление. Качество поверх-
ности отходов после очистки должно соответствовать
установленным эталонам. Окисленную листовую обрезь
травят по технологии травления листов из титановых
сплавов.
Для измельчения стружки применяют обычно те же
дробилки, что и для стружки других металлов (шнеко-
вые, щековые и пр.). Измельченную стружку обязатель-
но подвергают магнитной сепарации и отсеву от мелкой
фракции для удаления включений разрушенных резцов.
Механическая обработка слитков и полуфабрикатов ти-
тановых сплавов ведется твердосплавными пластинка-
ми из сплава ВК8 (с содержанием кобальта 8% в каче-
стве связки). При резании твердосплавный инструмент
может разрушаться, осколки режущих пластинок по-
падают в этом случае в стружку.
Принцип очистки стружки основан на большой раз-
нице в плотностях и магнитной восприимчивости титана
и сплава ВК8. Титан и карбид вольфрама парамагнит-
ны, кобальт — ферромагнитен.
Стружку и листовую обрезь подшихтовывают к тита-
новой губке и легирующим добавкам при прессовании
расходуемых электродов. Кусковые отходы вводят как
в расходуемый электрод при его прессовании подобно
стружке и листовой обрези, так и непосредственно в сли-
ток при переплаве расходуемого электрода, для чего
применяют специальные вакуумные электродуговые пе-
чи, снабженные вакуумными бункерами для порционной
загрузки отходов в кристаллизатор. Подшихтовка отхо-
дов во время прессования электродов производится пу-
тем смешивания компонентов шихты в каждой навеске,
идущей на одну порцию.
В расходуемый электрод можно ввести не более 35%
отходов; при большем его количестве резко падает меха-
ническая прочность электрода и возможен его обрыв при
плавке. Количество отходов, добавляемых в расходуе-
мый электрод или слиток первого переплава, в каждом
конкретном случае определяется технологическим бюро
цеха по шихтовой нормали в соответствии с системой
расчета шихты для плавки титановых сплавов.
4. СИСТЕМА РАСЧЕТА ШИХТЫ
Обоснование и разработка системы расчета шихты
для выплавки титановых сплавов
Важнейшая задача крупносерийного производства —
, достижение максимальной однородности свойств обра-
батываемых партий данного сплава. Тем не менее в про-
мышленности наблюдался неправильный подход к со-
ставлению шихты, при котором допускалась возмож-
ность использования легирующих элементов и примесей
в титановых сплавах в широком диапазоне. Расчет ших-
ты в зависимости от качества титановой губки произво-
дился на нижний и на верхний предел содержания леги-
рующих элементов, допускаемых ГОСТ или техническими
условиями: нередко не учитывалось упрочнение спла-
вов при вовлечении отходов. Все это приводило к боль-
шим различиям в химическом составе и свойствах по от-
дельным плавкам, а следовательно, и по полуфабрика-
там и изделиям из них и затрудняло пайку, сварку и
другие операции.
Это вызвало необходимость разработать систему рас-
чета шихты, которая позволила бы получать титановые
сплавы одной марки с практически одинаковыми свой-
ствами независимо от того, выплавляются они на свежей
шихте или с добавлением любого количества кондицион-
ных отходов. Очевидно, что система расчета должна
быть построена так, чтобы обеспечить постоянное со-
держание в сплаве легирующих элементов и примесей *.
С этой целью, исходя из оптимальных свойств полуфаб-
рикатов, на всех заводах, выплавляющих слитки, для
каждого сплава устанавливают определенный расчет-
ный химический состав, в том числе и для титановой
губки, состав которой приближенно оценивается преде-
лом прочности или твердостью.
Для получения слитков одного сплава, одинаковых
по свойствам, требуется использовать отходы, не приво-
дящие к изменению их свойств. Так как отходы отлича-
ются от исходного слитка повышенным содержанием
примесей, компенсировать прирост прочности сплавов с
отходами можно, применяя для их выплавки титановую
губку с меньшим содержанием примесей, т. е. с меньшей
прочностью.
Выведем формулу необходимого снижения прочно-
сти титановой губки при использовании в шихте отходов.
Содержание примесей в слитке, выплавленном без от-
ходов (для выплавки этого слитка применяется губка
с концентрацией примесей (Сг), равно С°=СГ+ДСП.
В слитке, в шихте которого используется доля отхо-
дов М и применяется губка с концентрацией примесей
Сго, содержание примесей составит
Сс = (1 - N) Сг0 + N (Сг + ДСП) + ДГДСО + ДСП. (8)
Но по нашему условию содержание примесей в обоих
слитках должно быть одинаково, т. е. С°=С
Приравнивая С° и С', определяем зависимость
меж цу Сг и Сго:
Сг - Cro = [/V (ДСП + ДС0)]/(1 - N) (9)
или, переходя к пределам прочности:
Овг-°вго = W(1-AD, (Ю)
овго-овг=Ь/С/(1-Л0, (11)
1 Зюков-Батырев Г. Д. Исследование и разработка некоторых
вопросов рационального использования вторичного титана. Автореф.
канд. дис. М., 1965.
где /С— коэффициент упрочнения для данного вида от-
ходов;
овг— предел прочности губки для слитков без отхо-
дов;
авго— предел прочности губки для слитков, в которые
вводят отходы.
Очевидно, если в шихту вводят отходы разных клас-
сов, необходимо учитывать коэффициенты упрочнения
по каждому классу, т. е.
„ _п W+W + W
°вго °вг . мг
1 —N
(12)
где
Къ Л3— коэффициенты упрочнения для отдель-
ных классов отходов;
Л^, N2, N3— соответствующие доли этих отходов в
шихте.
Таким образом, если при использовании в шихте от-
ходов применяется та же губка, что и для сплава без
отходов, в слитках будут накапливаться примеси. Если
же применять губку, как это следует из соотношений
(10) — (12), то при любом цикле обращения отходов при-
меси в слитках накапливаться не будут; все слитки (и от-
ходы от них) по содержанию примесей, а следователь-
но, и по свойствам будут одинаковы.
Система расчета шихты прошла практическую про-
верку на всех заводах, выплавляющих слитки титановых
сплавов, и свыше 10 лет применяется в промышлен-
ности.
Анализ факторов, обусловливающих количество
вовлекаемых в шихту отходов
Система расчета шихты позволяет с достаточной сте-
пенью точности определить максимальное количество от-
ходов, вовлекаемых в шихту не только конкретных спла-
вов, но и всех серийных титановых сплавов.
Рассмотрим факторы, которые необходимо учитывать
при расчете шихты. Главный из них — механическая
прочность расходуемого электрода. Не считаться с этим
фактором нельзя, так как метод дуговой ваку} мной плав-
ки с расходуемым электродом в настоящее время явля-
ется основным при выплавке слитков серийных титано-
вых сплавов. Большой производственный опыт показы-
вает, что в среднем в расходуемый электрод при его
прессовании можно вовлечь 35% отходов; при большем
их количестве резко падает механическая прочность рас-
ходуемого электрода и возникает опасность его обрыва
при плавке. При применении же других методов плавки
(гарниссажная, электроннолучевая, плазменная, с нерас-
ходуемым электродом и др.) этот фактор отпадает и в
шихте практически можно использовать любое количест-
во отходов.
Не менее важен и другой фактор — качество титано-
вых сплавов (содержание в них примесей внедрения),
выплавляемых с использованием отходов.
Как следует из расчета, количество вовлекаемых в
в шихту отходов (N) определяется формулой
N = ДаД/< + Дав),
Где Д<7в = О'в спл Овг-
Таким образом, возможность вовлечения отходов в
шихту определяется следующими факторами: качеством
отходов, характеризуемым коэффициентом упрочне-
ния К, расчетным пределом прочности основы титановых
сплавов (Овспл), выплавляемых без применения отходов
(поскольку имеется тенденция к созданию титановых
сплавов с минимальным содержанием примесей внедре-
ния <Тв спл может лишь уменьшаться) и, наконец, сред-
ним пределом прочности титановой губки, выпускаемой
в стране (стВг).
Глава 3
ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ
ПРОЦЕССЫ ПРИ ПЛАВКЕ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ1
Расплавленный титан взаимодействует со всеми извест-
ными огнеупорами и бурно сгорает на воздухе. При тем-
пературе выше 300° С его химическая активность резко
возрастает. Поэтому выплавка титана и его сплавов про-
водится в вакууме или нейтральной атмосфере в охлаж-
даемом металлическом кристаллизаторе или тигле.
Газосодержание литого металла оказывает решаю-
щее влияние на свойства титановых сплавов. С увеличе-
нием содержания кислорода, азота и водорода ухудша-
ется технологическая пластичность сплавов, резко пада-
ют ударная вязкость, относительное удлинение и
сужение, жаропрочные свойства, термическая стабиль-
ность и показатели Kic и ату. Полуфабрикаты и изделия
становятся непригодными для эксплуатации [1]. В свя-
зи с этим для определения технологических параметров,
обеспечивающих минимальное загрязнение металла кис-
лородом и азотом и максимальный уровень дегазации
расплава от водорода, необходимо изучить процессы
взаимодействия газов с расплавленным титаном в усло-
виях дуговой плавки в вакууме или инертной атмосфере.
Высокий перегрев металла в зоне плавления и низ-
кие давления остаточных газов создают благоприятные
условия для испарения летучих легирующих компонентов
и примесей. Это приводит к перераспределению содер-
жания этих компонентов по сечению выплавляемых
слитков и затрудняет получение качественных сплавов.
Для определения параметров выплавки сплавов
с летучими компонентами необходимо установить меха-
низм процесса испарения и иметь экспериментальные
данные о величине потерь элементов за один переплав.
Исследование взаимодействия газов твердым тита-
ном позволит определить качество различных видов от-
ходов и разработать технолгию их подготовки к плавке.
1 Авторы: Н. Ф. Аношкин, А. Д. Чучурюкин.
1. ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ТИТАНА С ГАЗАМИ
Рассмотрим основные положения физико-химических
процессов взаимодействия титана с газами.
Титач — кислород. Кинетическая кривая окис-
ления титана в интервале температур 250—600°С опи-
сывается параболическим законом, а в интервале темпе-
ратур 650—1000° С — линейным законом. В равных ус-
ловиях образцы иодидного титана абсорбируют больше
кислорода, чем титан технической чистоты. Определяю-
щим процессом в кинетике окисления титана является
диффузия в толщу металла. В результате такого взаимо-
действия на поверхности титана образуется наружный
плотный слой TiO2, который глубже переходит в рыхлую
порошкообразную прослойку из Ti2O3 и ТЮ и, наконец,
в слой титана с повышенным содержанием кислорода,
называемый газонасыщенным или альфированным.
Коэффициент диффузии при больших концентрациях
кислорода в р-титане уменьшается. Данные о кинетике
поглощения кислорода жидким титаном и о его диффу-
зии в расплавленном титане в литературе не приводятся.
Однако предполагается, что скорость поглощения кисло-
рода и его коэффициент диффузии в жидком титане
должны быть во много раз больше, чем в твердом р-ти-
тане. Кислород стабилизирует а-фазу [1, 4, 7], повы-
шая температуру полиморфного превращения tx-Ti=pt
^P-Ti.
В системе Ti—О образуется ряд химических соеди-
нений: TiO, Ti2O3 и ТЮ2. Исследованиями И. И. Корни-
лова и В. В. Глазовой установлено образование двух
новых соединений: Ti6O и Ti3O. Термодинамические
окислы титана очень устойчивы. По данным Кубашевско-
го и Эванса [2], для реакций
Ti + V2O2 = TiO; (1)
2Ti + P/2O2 = TLO3; (2)
Ti + O2 = TiO2 (3)
свободная энергия определяется соответственно урав-
нениями
др(1) = — 135 600 — 3.58Т lg Т + 34,17Т-
= — 377 300 — 14,78Т lg Т + 119,ОТ;
ДТ(3) = —219400 —3,48Т lg Т +57,15Т.
При температуре 2000 К упругость диссоциации соеди-
нений составляет: TiO [25% О2 (по массе)] 10-20 ат,
Ti2O3 [33,5% О2 (по массе)] 10~17 ат, TiO2 [40% О2 (по
массе)] 10-15 ат.
Из этих данных видно, что с уменьшением содержа-
ния кислорода химические соединения становятся тер-
модинамически прочнее. Соединение TiO имеет темпера-
туру плавления 1770° С, TiO2 1840° С иП3О 1940 С. При
образовании разбавленного раствора кислорода в тита-
не свободная энергия достигает 230—235 ккал/моль кис-
лорода, что превышает значение свободной энергии об-
разования даже самого прочного окисла [3].
В работе И. В. Полина, В. М. Максимова и В В Дар-
мограй сделаны расчеты изобарно-изотермических по-
тенциалов восстановления моноокиси титана TiO актив-
ными добавками, образующими газообразные продукты
реакции, такими как В, Zr, Се, La и С. Показано, что при
давлении менее 10-1 мм рт. ст. и температуре 2000 К мо-
ноокись восстанавливается этими элементами.
Практически при выплавке слитков методом вакуум-
ной дуговой плавки с расходуемым электродом и введе-
нии 1 % Zr, а также при электронно-лучевой плавке спла-
вов с алюминием и введении углерода отмечено неболь-
шое снижение кислорода в выплавленном металле.
Однако эти данные вызывают определенное сомнение и
требуют дополнительной проверки. Если восстановление
моноокиси, содержащей 25% (по массе) кислорода, дей-
ствительно термодинамически возможно, то вряд ли мож-
но получить заметное раскисление титана, содержащего
менее 0,2% (по массе) кислорода (максимально воз-
можное содержание кислорода в промышленных слит-
ках).
По данным некоторых исследователей, взаимодейст-
вие титана с воздухом до 1100° С идет медленнее, чем с
чистым кислородом. При более высоких температурах
картина становится обратной. Повышение скорости вза-
имодействия при высоких температурах объясняется тем,
что атомы кислорода входят в решетку TiO2 и образуют
твердый раствор с дырчатой структурой. Это облегчает
диффузию газов и ионов металла и тем самым увеличи-
вает скорость окисления.
Титан — азот. Диаграмма состояния титан —
азот показывает, что азот в больших объемах — до 7,4%
(по массе) — растворяется в титане, значительно повы-
шая температуру превращения и плавления металла
[4, 5]. Максимальная растворимость азота в р-титане
при высоких температурах 1,9%. Для диаграммы состоя-
ния титан — азот характерны два перитектических пре-
вращения: 1) а+ж^р ПРИ температуре 2020° С и содер-
жании 1,2—4% азота; 2) 6+жч^а при температуре
2350° С и содержании 5,1—9,5% азота и 6-фаза — твер-
дый раствор титана и азота в соецинении TiN. В чистом
виде мононитрид титана TiN содержит 22,6% (по массе)
азота.
Увеличение содержания азота от 9,5 до 22,6% (по
массе) сопровождается дальнейшим постепенным повы-
шением температуры плавления до 2950е С.
Равновесное парциальное давление азота над нитри-
дом титана в зависимости от температуры определяется
соотношением [2]
lg pNj (ат.) = — 27 859/Т + 4 • 10~5 Т + 7,963,
При температуре 2017 К давление азота равно
1,17-10-6 ат. Так как упругость паров титана при ВДП
значительно выше упругости диссоциации нитрида тита-
на [6], то можно заключить, что удаление азота из пе-
реплавляемого металла невозможно.
Титан — водород. Водород поглощается тита-
ном в значительных количествах (рис. 25). Он снижает
температуру аллотропического превращения. При содер-
жании водорода около 1,5% (по массе) и температуре
320° С p-фаза претерпевает эвтектоидное превращение,
в результате которого образуется твердый раствор водо-
рода в а-титане и твердый раствор компонентов в соеди-
нении TiHz. Максимальная растворимость водорода в
а-титане при эвтектоидной температуре равна 0,2% (по
массе). С понижением температуры до комнатной она
резко уменьшается до 0,001 % (по массе). Максимальная
растворимость в р-титане имеет место при температуре
600° С и равна примерно 2% (по массе).
Абсорбция водорода титаном является экзотермиче-
ским процессом. При постоянном давлении содержание
водорода в титане с повышением температуры уменьша-
ется (рис. 26) [7].
Соотношение между равновесным давлением, кон-
центрацией водорода и температурой для малолегиро-
ванных твердых растворов водорода в титане менее 10%
(ат.) описывается выражением Вант-Гоффа
Рц2 ~
Он,
дг
где рн2— равновесное давление водорода;
Сн,— концентрация водорода в титане;
Т— абсолютная температура;
R— газовая постоянная;
<2н—теплота растворения водорода в металле;
ф— коэффициент, зависящий от энтропии.
Из уравнения следует, что между логарифмом рав-
новесного давления водорода и величиной, обратной аб-
солютной температуре, существует линейная зависи-
мость. Коэффициенты фиф зависят от концентрации в
титане примесей и легирующих элементов. С увеличе-
нием в титане содержания большинства элементов Q и ф
уменьшаются [3].
В двухфазных сплавах водород перераспределяется
между а- и (3-фазами до тех пор, пока равновесное дав-
ление водорода в каждой из фаз не достигает одной и
той же величины.
Растворимость водорода в титане в интервале 1400—
1700° С изучали методом Сивертса [8], а в интервале
1823—2300°С — закалкой проб [9]. Оба метода основа-
Рис. 25. Диаграмма состояния ти-
тан — водород
Рис. 26. Изобара растворимости во-
дорода в титане
ны на достижении равновесия между металлом и газо-
вой фазой при определенных температуре и давлении.
При использовании метода Сивертса растворимость
определяют непосредственно в эксперименте по количе-
ству поглощенного или выделенного газа, которое нахо-
дят, измеряя объем или давление газа в системе.
При использовании метода закалки проб равновес-
ная концентрация газа в металле фиксируется путем
быстрого охлаждения (закалки) пробы и затем опреде-
ляется при последующем газовом анализе.
В наших экспериментах растворимость водорода в ти-
тане определяли методом Сивертса в условиях изохор-
ного процесса [8].
Растворимость водорода рассчитывали по уравнению
fikl.r]-^2-CM3/100r,
760 / /иобр
где Ун2— объем впущенного водорода при 0° С и
760 мм рт. ст., см3;
Рн,— равновесное давление водорода, мм рт. ст.;
Уг— горячий объем, см3;
тобр— масса образца, г.
Горячий объем определяли по соотношению
Vr = Vo76O/p°,
где Vo — объем впущенного в систему газа при 0° С и
760 мм рт. ст. см3;
— равновесное давление газа, мм рт. ст.
Эксперименты проводили на установке, разработан-
ной в Московском институте стали и сплавов под руко-
водством В. И. Явойского. Она состоит из следующих ос-
новных узлов (рис. 27): водоохлаждаемой индукционной
печи (реакционной камеры), лампового генератора
ЛГ-60, калиброванного баллона, вакуумной системы,
устройства для измерения температуры.
Образец титана массой 24—26 г в молибденовом тиг-
ле помещали в кварцевый реакционный сосуд 1, соеди-
няющийся с головкой установки шлифом, охлаждаемым
водой. Откачку системы проводили форвакуумным насо-
сом ВН-1 и ртутным диффузионным насосом 10. Давле-
ние контролировали вакуумметром ВТ-2А с датчиком
ЛТ-2 9 и дифференциальным ртутным U-образным ма-
нометром 7. Металл нагревали и расплавляли токами
высокой частоты. Объем впускаемого в систему водорода
определяли с помощью калиброванного баллона 8 с ртут-
ным манометром. Водород для исследования получали
путем разложения гидрида титана, загруженного в квар-
цевую трубу 11 в электрической печи сопротивления 12.
Температуру металла впервые для подобных установок
контролировали термопарой 5 Вр5/20, горячий спай ко-
торой помещали в специальное отверстие в боковой стенке
тигля. Для определения влияния магнитного поля индук-
тора на показание термопары электрический нагрев печи
периодически выключали и отключали. При этом стрел-
ка потенциометра, регистрирующего э. д. с. термопа-
ры, поднималась или опускалась плавно без заметных
ускорений и скачков. Это свидетельствует о надежности
работы термопары.
Рис. 27. Схема установки для определения растворимости водорода в титане:
/ — реакционный сосуд; 2 —индуктор; 3— тигель; 4— алундовая засыпка;
5 — термопара; 6— шлиф; 7 — дифференциальный манометр; 8 — калиброван-
ный баллон; 9 — датчик ЛТ-2; 10 — диффузионный ртутный насос; 11 — квар-
цевая труба для нагрева гидрида титана; 12 — печь сопротивления. 13 — ва-
куумные краны
Растворимость водорода изучали на сплаве ВТ1-0
следующего химического состава, % (по массе): основа
Ti; 0,05 С; 0,12 Fe; 0,08 Si; 0,12 О2; 0,04 N2; 0,006 Н2.
Образцы диаметром 18 мм и высотой 25 мм вытачи-
вали из прутка, откованного из титанового слитка вто-
рого переплава. Установку герметизировали и откачива-
ли в холодном состоянии при давлении 5—6-10~3 мм
рт. ст. в течение 1,5—2 ч. Затем включали электрическое
питание индуктора, образец нагревали до температуры
1300—1400°С и дегазировали систему в горячем состоя-
нии до полного прекращения газоотделения. После это-
го в реакционную камеру впускали заданное количество
водорода и определяли равновесное давление. Далее
температуру образца повышали на 20—50 град и фик-
сировали новое равновесное давление. Таким образом,
на одном и том же образце изучали растворимость во-
дорода в титане как для твердого, так и для жидкого
состояния.
В ряде опытов растворимость определяли при посто-
янной температуре образца, впуская в систему различ-
ное количество водорода.
Горячий объем измеряли по водороду и гелию. При
этом в первом случае использовали молибденовый об-
разец, во втором — титановый. Ниже показано измене-
ние величины горячего объема в зависимости от темпе-
ратуры:
Температура, °C .
Горячий объем,
см3...........
1075 1140 1250 1280 1430 1565 1675 1700
338 334,5 333 332 330 328 327 324
Анализ полученных данных позволяет отметить сле-
дующее. После впуска в систему водорода равновесие
между газовой фазой и титаном достигается примерно
за 2 мин (рис. 28). С повышением температуры образца
давление в системе возрастает вследствие выделения во-
дорода из титана (рис. 29). Наиболее резкое повышение
давления отмечается при расплавлении металла. Из
рис. 30 следует, что в исследованном интервале темпера-
тур и давлений зависимость содержания водорода от
давления как в жидком, так и в твердом титане подчи-
няется закону Сивертса. Это означает, что процесс раст-
ворения водорода в титане идет по реакции
/.и,,,, - 1Н1Т|; к =
где Рн2— парциальное давление водорода в газовой
фазе;
[Н] ti — концентрация водорода в титане.
Откуда [Н]т. = К ]/ .
На основании закона Сивертса данные всех опытов
были приведены к 760 мм рт. ст. Полученные результаты
показывают, что растворимость водорода в титане с по-
вышением температуры убывает как для твердой, так
и для жидкой области (рис. 31). При расплавлении ме-
талла растворимость водорода скачкообразно снижает-
ся. Для жидкого титана учитывалось частичное раство-
рение стенок молибденового тигля в расплаве титана.
С этой целью изучали влияние молибдена на раствори-
мость водорода в титане и анализировали содержание
молибдена в полученных слитках. Известно, что раство-
римость водорода в молибдене по сравнению с титаном
при 1200°С ничтожна (0,6 см3/100 г). Установлено так-
же, что по мере увеличения содержания молибдена рас-
творимость водорода в сплавах титан — молибден умень-
шается.
Определение растворимости водорода в титановом
сплаве, содержащем 11% (по массе) молибдена, пока-
зало, что равновесная концентрация водорода в нем на
10,9% ниже, чем в технически чистом титане, т. е. 1%
молибдена снижает растворимость водорода почти на
1%. На основании этого соотношения путем корректи-
ровки результатов опытных плавок (с учетом влияния
молибдена) находили растворимость водорода в жид-
ком техническом титане. Для подтверждения получен-
ных данных проводили плавку в графитовых тиглях. За-
висимость и абсолютные значения растворимости водо-
рода в твердом и жидком титане полностью совпадают
с результатами, полученными при расплавлении титана
в молибденовых тиглях.
Таким образом, при температуре плавления (1665° С)
и давлении 760 мм рт. ст. равновесное содержание во-
дорода составляет: 1350 см3/100 г [0,12% (по массе) или
5,6% (ат.)] для твердого титана и 1180 см3/100 г [0,10%
(по массе) или 4,6% (ат.)] для жидкого титана. Раство-
римость водорода при переходе титана из жидкого сос-
тояния в твердое скачкообразно повышается, что проти-
воречит данным В. И. Лакомского и Н. Н. Калинюк.
Абсолютная величина скачка растворимости равна
170 см3/100 г, что составляет 13% от равновесного со-
держания водорода в твердом титане.
Определенные значения растворимости близки для
твердого титана к данным Маквиллэна [5]—0,11%
Рис. 28. Кинетика поглощения
водорода титаном при 1500° С
Рис. 29. Изменение равновесного дав-
ления водорода в системе в зависимо-
сти от температуры образца, содержа-
щего при 1400° С:
/ — 38,5 см3/Ю0 г Ti; 2 — 69,0 см3/100 г
Ti; 3—81,5 см3/100 г Ti
Рис. 31. Растворимость водорода в
твердом и жидком титане при
760 мм рт. ст.:
/ — плавка в молибденовых тиглях;
2 — плавка в графитовых тиглях
Рис 30. Концентрация водорода в
титане в зависимости от парциаль-
ного давления водорода в газовой
фазе при температурах:
/ — 1400еС; 2—1500°С; 3— 1665°С
(по массе) — найденным экстраполяцией с температуры
977° С, а для жидкого титана к результатам Кролля
[10]—0,12% (по массе). Данные для жидкого титана
В. И. Лакомского и Н. Н. Калинюк cj гцественно завы-
шены— 0,17% (по массе), что, вероятно, объясняется
недостаточной точностью закалочного метода изучения
растворимости водорода в титане.
Математическая обработка полученных данных, про-
водимая по способу наименьших квадратов, дает следу-
ющие выражения температурной зависимости раствори-
мости водорода в титане при /?н, =760 мм рт. ст.:
для твердого титана
lg[H]Ti = 2730/Т + 1,72;
для жидкого титана
lg[H]Ti(}K) = 2460/Т+1,80,
где [H]ti и [Н] тцж) —растворимости, см3/Ю0 г;
Т— температура, К-
Зависимости растворимости водорода от температуры и
давления имеют следующий вид:
для твердого титана
lg[H]T. = 2730/Т + 0,28 + 0,51g р^-
для жидкого титана
lg[HJTi(3K) = 2460/7 + 0,36 + 0,5 lgpH?
где р н, — парциальное давление водорода в газовой фа-
зе, мм рт. ст.
Для рн2 =1 ат, когда растворимость численно равна
константе реакции растворения, определяли изменение
изобарно-изотермического потенциала растворимости
водорода в титане. Были получены следующие соотно-
шения:
для твердого титана
ДР = — 24 960 + 21,80Т кал/моль;
для жидкого титана
ДР = — 22480 + 20,57Т кал 'моль.
Сравнение изобарно-изотермических потенциалов раст-
ворения водорода в твердом и жидком титане при тем-
пературе плавления показывает, что ДР возрастает при
переходе титана из твердого состояния в жидкое. Таким
образом, как в твердом, так и в жидком титане процесс
растворения водорода экзотермический, что указывает
на значительную величину энергии межчастичного взаи-
модействия водорода с технически чистым титаном.
Титан — пары воды. При взаимодействии титана
с парами воды образуется двуокись гитана и водород:
Ti+2H2O^ ПО2+2Н2. Констант а этой реакции 1g pn&lpu*
при 25° С равняется 37,8, а при 800° С 9,8, т. е. реакция
титана с парами ведь должна проходить практически
полностью до образования ТЮ2 и Н2. С учетом взаимо-
действия водорода с титаном реакцию можно записать
в следующем виде: Ti+H2O^TiO2-|- [H]Ti+H2. На по-
верхности образца образуется окисная пленка, а водород
распределяется между газовой фазой и твердым титаном
в соответствии с заколом распределения Сивертса и ки-
нетическими условиями поглощения.
В условиях вакуумной дуговой плавки возможна так-
же диссоциация паров воды 2Н2+О2^2Н2О(Г)
2
Кр = 7*° ; ig Кр = 25 740/Т — 5,66.
Рн,ро2
Однако степень диссоциации а, выражающая отношение
числа распавшихся молей данного компонента к перво-
начальному, исходному числу молей, показывает, что
существенный распад молекул воды возможен в интер-
вале 2500—3000 К. При 2500 К и давлении 0,1 ат ай
«0,001, при 3000 К а=0,248 [12].
Титановая губка—газы Титановая губка ак-
тивно поглощает воздух и водяные пары путем адсорб-
ции их сильно развитой поверхностью и взаимодействия
паров воды с оставшимися в губке примесями хлористо-
го магния. Химическое взаимодействие водяных паров
с остатками магния протекает значительно медленнее.
Хлористый магний, имеющийся в титановой губке, рас-
полагается и на поверхности, и в закрытых порах. Доля
содержания его на поверхности обычно 30—40% от об-
щего количества. Особенно резко повышается содержа-
ние кислорода в губке при содержании хлористого маг-
ния на поверхности выше 0,03% и общего 0,08%.
Изучение взаимодействия электродов с влажной ат-
мосферой показало, что увлажнение продолжается даже
после 50 сут. Скорость увлажнения в начальный период
максимальна и одинакова для электродов различных
диаметров. Так, уже через сутки относительное увеличе-
ние массы составляет 0,03% для электродов диаметром
400 мм, 0,05; 0,06 и 0,11% соответственно для электродов
диаметром 300, 200 и 100 мм. Расчеты, проведенные на
основании полученных данных, показывают, что в на-
чальный период увлажняются только поверхностные
слои электрода. На глубину 50—60 мм влага проникает
только через 5—6 суток.
В работе [13] установлено, что твердость пробного
слитка, выплавленного из увлажненной в течение 10 су-
ток губки, значительно выше, чем слитка, выплавленно-
го из губки, не подвергавшейся увлажнению. Абсолют-
ное повышение твердости после увлажнения тем больше,
чем больше исходная твердость губки. Сушка увлажнен-
ной губки при 92—10U°C в течение 2 ч в вакуумном су-
шильном шкафу и в сушильном шкафу с обычной ат-
мосферой существенно снижает твердость пробных слит-
ков. При этом сушка в обычной атмосфере восстанавли-
вает исходную твердость, а сушка в вакууме не только
восстанавливает, но и снижает исходную твердость.
Авторы работы [13] сопоставили твердость губки
после изготовления и после трехмесячного хранения в
бумажной таре. После хранения твердость повышается
на 10 кгс/мм2. Предварительная сушка в вакууме и в
этом случае снижает отрицательные последствия дли-
тельного хранения, восстанавливая исходную твердость.
Повышенное содержание хлора приводит к увеличе-
нию твердости вследствие более интенсивного увлажне-
ния. Активное взаимодействие губки с атмосферой вы-
зывает необходимость специальных мер предохранения
ее при транспортировке и хранении. Обязательное тре-
бование — использование герметичной тары. Опыты по-
казывают, что длительное хранение титановой губки в
герметичной таре, предварительно вакуумированной и
заполненной аргоном, не изменяет ее качества. Средние
показатели по твердости, содержанию кислорода и азо-
та после хранения губки в течение пяти лет практически
не отличаются от исходных сертификатных данных.
Опытным путем установлено, что большое количест-
во влаги из увлажненных электродов диаметром 400 мм
можно удалить сушкой при температуре 100—150° С.
Наиболее вероятный механизм процесса обезвоживания
титановой губки, полученной магниетермическим спосо-
бом, следующий:
1. Десорбция поверхностной влаги.
2. Разложение гидратов хлористого магния по реак-
циям:
MgCl, • 6Н2О -> MgCl2 • 4Н2О + Н2О;
MgCl2 • 4Н.0 -> MgCl2 • 2Н>0 + н’О;
Mgcu-гцо -> Mgci2-H2o + н2о.
Для протекания реакций дегидратации при температуре
130° С упругость паров воды в системе должна быть ме-
нее 180; 50 и 15 мм рт. ст. соответственно [14].
Опыты показали, что сушка прессованных электро-
дов при температуре 100—150° С в электрической печи
с принудительной циркуляцией сухого воздуха — эффек-
тивная операция, позволяющая удалить основное коли-
чество влаги, поглощенной титановой губкой и прессо-
ванным электродом [1].
Предварительная сушка (при 100—150° С в течение
7 ч) электродов диаметром 180 мм по сравнению с не-
просушенными приводит к уменьшению твердости слит-
ков технического титана на 6—12 кгс/мм2.
Для полного обезвоживания хлористого магния при
температурах 100—150° С давление паров воды должно
быть 5-10~2—1,5 мм рт. ст., т. е. необходима вакуум-
ная сушка, для которой требуется специальное обору-
дование и особая организация производства. Поэтому ее
рекомендуется применять в особых случаях.
Расчетом и экспериментом установлено, что время
сушки прессованных электродов при температуре 100—•
150° С в печи с принудительной циркуляцией воздуха с
заданной влажностью определяется уравнением т=2+
+0,ЗП2л, где т — время сушки электродов, ч; D3„— диа-
метра электрода, дм.
Количество подаваемого в сушило воздуха должно
обеспечивать парциальное давление паров воды не более
50 мм рт. ст. В этом случае будет происходить обезво-
живание хлористого магния до двухводного гидрата.
2. ПОВЕДЕНИЕ ГАЗОВ И ЛЕТУЧИХ ПРИМЕСЕЙ
В ПРОЦЕССЕ ПЛАВКИ
При протекании электрического тока большой мощно-
сти между торцом электрода и поверхностью поддона
или жидкой ванны слитка возникает дуговой разряд.
Обычно плавку проводят на постоянном токе, под-
ключенном по схеме электрод — катод, а поддон или
слиток — анод. Вследствие изменения дугового проме-
жутка, а также в результате воздействия магнитного по-
ля соленоида дуговой разряд с достаточно большой
скоростью перемещается по торцу электрода и поверх-
ности жидкой ванны. В зоне нахождения катодного и
анодного пятен металл имеет максимальную температу-
ру. В установившихся режимах плавления температур-
ное поле электрода почти без изменения перемещается
вверх, вдоль оси электрода. Температурный градиент
при этом зависит от теплофизических свойств электрода
и скорости плавки. Например, при линейной скорости
плавления 0,75 мм/с температурный градиент у торца
электрода составляет 60° С,'мм, а при линейной скорости
0,25 мм/с 35° С/мм. При удалении от торца электрода
на расстояние 40 мм температура резко снижается до
500° С.
Для прессованного электрода, имеющего низкую теп-
лопроводность, протяженность разогретого участка еще
меньше. Процессы газовыделения начинают протекать в
расходуемом электроде до начала плавления той или
иной зоны с момента создания вакуума. В этот период
из прессованного электрода испаряется вода и выделя-
ется остаточный воздух. При плавке (рис. 32) из более
нагретых слоев возможно также удаление водорода.
С повышением температуры металла скорость газовыде-
ления усиливается и достигает максимального значе-
ния, вероятно, на оплавляемой поверхности электрода.
Кроме десорбции, в электроде идут процессы диф-
фузии водорода из более нагретых слоев в более
холодные, процессы спекания губки и химического воз-
действия между губкой и парами воды и воздуха. Лег-
коплавкие легирующие компоненты расплавляются до
выхода на оплавляемый торец и также начинают взаи-
модействовать с титановой губкой. Однако в разогретом
состоянии каждый слой электрода находится в течение
небольшого промежутка времени, причем с увеличени-
ем линейной скорости плавки это время будет умень-
шаться. Вследствие этого из электрода большого сече-
ния успеет выделиться лишь небольшая часть паров во-
ды и газов.
При перегреве жидкого металла расплав в виде ка-
пель отрывается от поверхности электрода и падает
вниз в кристаллизатор. С разогретого торца электрода
и поверхности жидкой ванны испаряются атомы пере-
плавляемого металла и примесей водорода, магния,
хлористого магния, марганца, алюминия и хрома. Элек-
троны, вылетающие с электрода, ионизируют атомы па-
ров металла. Положительные ионы устремляются к
электроду, разогревая его. Пары металлов и газы идут
в зазор между электродом и кристаллизатором. В зазо-
ре на холодной стенке кристаллизатора и на электроде
по мере понижения его температуры пары металлов кон-
денсируются в соответствии с величиной упругости па-
ров; сначала марганец, алюминий, хром, затем магний
и хлористый магний. Стабильность дугового разряда во
многом зависит от наличия примесей и легирующих
компонентов в переплавляемом электроде [15].
Один из факторов, нарушающих нормальное проте-
кание дугового разряда, — ионизация паров и газов в
промежутке между электродом и кристаллизатором.
Ионизация может быть кратковременной с перебросом
дуги на стенку кристаллизатора и ее проплавлением.
При выплавке технического титана в дуговом промежут-
ке присутствуют пары титана, магния, а также водоро-
да и хлора. Это подтверждается химическим составом
конденсата, отобранного с кристаллизатора печи перво-
го переплава (табл. 15).
ТАБЛИЦА 15
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ КОНДЕНСАТА,
ОТОБРАпНОГО С КРИСТАЛЛИЗАТОРА ПЕЧИ ПЕРВОГО ПЕРЕПЛАВА
Место отбора Химический состав, % (по массе)
титан магний хлор железо
Поверхность кристаллизатора Поверхность камеры печи . . 9,6 35,8 28,6 14,89 35,8 16,5 0,56 1,02
В составе возгонов, конденсирующихся при перепла-
ве магниетермической губки, содержится значительное
количество хлора и магния. При выплавке титановых
сплавов в состав конденсата входят летучие легирую-
щие компоненты, главным образом алюминий и марга-
нец [1]. Присутствие различных паров металлов и га-
зов в дуговом промежутке существенно влияет на усло-
вия протекания дугового разряда. Из-за наличия в
конденсате значительного количества гигроскопического
хлористого магния в момент контакта с атмосферным
воздухом он интенсивно увлажняется (рис. 33).
Общее количество влаги, поглощенной единицей по-
верхности печи, зависит от ее температуры, наличия
хлористого магния, температуры и влажности воздуха,
а также времени контакта. При вакуумировании печи
происходит процесс десорбции влаги и воздуха. Однако
время дегазации печи до достижения постоянной вели-
чины натекания составляет от десятков минут до не-
скольких часов. Особенно существенно снижает количе-
ство влаги, поглощенной поверхностью печи и, следова-
тельно, время ее дегазации, применение горячей воды
в системе охлаждения (рис. 34). При плавке часть
оставшейся влаги может достигнуть зоны плавления и
поглотиться титаном.
Рис. 33. Кинетика увлажнения возго-
нов, отобранных с поверхности кри-
сталлизатора при относительной влаж-
ности:
/ — 100%; 2 — 60%; 3-30%
Рис. 34. Газоотделенне с поверхности
печи первого переплава. Температура
охлаждающей воды:
1 — 20° С; 2 — 62° С
Рис. 32. Схема к пояснению физи-
ческих процессов при вакуумной
дуговой плавке:
1 — слиток; 2 — жидкий металл
(лунка); 3 — кристаллизатор; 4 —
корона; 5 — конденсат паров Mg,
MgCI2, Мп и др.; 6 — электрод
ТАБЛИЦА 16
СОСТАВ ГАЗОВ ПРИ ПЛАВКЕ ТИТАНА
Пере- плав Номер пробы Время отбора проб от начала плавления, мин Давление газа в каме- ре печи, мм рт. ст. Состав газа, % (по массе) Массовое число других элементов, обнаружен- ных в спектре
н2 Н2О
1 5 1,2 50,0 50 43
2 15 0,6 92,5 — —
I 3 25 0,36 95,5 — 43
4 35 0,36 96,0 — 43
5 45 0,30 100,0 '—• —
6 5 0,10 72 —28 15,43
7 25 0,09 97 — 15,43
тт 8 35 0,21 100 — 15,43
11 9 45 0,24 100 — 15,43
10 50 0,13 97,5 — 15,43
11 65 0,12 100 — 15,43
Во время плавки электрод разогревается в резуль-
тате прохождения тока и теплопередачи от оплавляемо-
го торца. По мере повышения температуры начинается
выделение адсорбированных газов (Н2О, N2, Ог) и во-
дорода, если его концентрация в электроде превосходит
равновесную при этих температурах. Эти газы откачи-
ваются вакуумной системой и диффундируют в зону
плавления, где поглощаются жидким металлом. Водо-
род особенно интенсивно выделяется из расплавленного
слоя на торце электрода и из падающих капель. Остав-
шийся водород может удаляться из расплава вместе с
парами магния и хлористого магния, упругость паров
которых при температуре жидкого титана столь высока,
что образуются пузырьки паров при довольно значитель-
ном металлостатическом давлении в лунке.
Опытами установлено, что состав газа в камере печи
в процессе плавки изменяется незначительно (табл. 16).
Пробы газа отбирали из камеры печи в стеклянную
колбу объемом 400 см3. Перед подсоединением к печи
колбу откачивали до разрежения 5-10~3 мм рт. ст. Ана-
лиз газа проводили на масс-спектрометре МИ-1305, до-
полненном системой напуска с молекулярным режимом
натекания [16]. Колбу с пробой газа подсоединяли к си-
стеме напуска, снимали фон масс-спектрометра, и ана-
лизируемый газ ионизировали. Парциальное давление
водорода вычисляли по найденной величине ионного
тока.
Основную массу газа в камере печи во время перво-
го и второго переплавов составляет водород, содержа-
ние которого колеблется от 50 до 100%. В начале про-
цесса отмечается наличие паров воды. В спектрах неко-
торых проб обнаруживаются молекулы с молекулярной
массой 43 и 15, что может быть связано с разложением
углеводородов вакуумного масла, попадающего в объем
печи из уплотнений штока или в результате миграции из
насоса. Результаты исследований во многом подтверж-
дают выводы работы [17].
Весьма важный фактор процесса плавки — натека-
ние атмосферных газов в печь вследствие недостаточной
ее герметичности. Микротечи возможны в различных
участках вакуумной дуговой печи — уплотнениях поддо-
на, камеры, колпака, вакуум-провода и др. Расположе-
ние мест натекания в значительной мере определяет ха-
рактер и интенсивность взаимодействия натекающих га-
зов с жидким металлом.
Чтобы установить норму допустимого натекания, ана-
литически и экспериментально определяли долю нате-
кающего газа, поглощаемого металлом и удаляемого
вакуумными насосами.
Из анализа схемы движения потоков газа в печи
следует, что если источник натекающего газа находит-
ся ниже уровня плавки, то защитное действие потока
водорода и паров металлов оказывается неэффективным,
и газы почти полностью поглощаются титаном. Такой
характер взаимодействия металла с натекающим возду-
хом характерен при сварке электрода с наконечником,
а также в том случае, когда течь расположена в под-
доне или участке кристаллизатора ниже зоны плавления.
При сварке активные газы (кислород и азот) абсор-
бируются разогретыми торцами электрода и наконечни-
ка. Если величина натекания значительна, зона сварки
имеет белый налет окислов, которые могут приводить
к образованию дефектных зон в слитках.
При натекании воздуха или паров в зоне поддона,
когда жидкий металл отсутствует, натекающие газы по-
глощаются торцом электрода. В установившихся усло-
виях плавки газы попадают в зазор между кристалли-
затором и боковой поверхностью слитка и поглощают-
ся раскаленным металлом, не проникая в зону
плавления. Если источник выделения активного газа
располагается выше зоны плавления, часть натекающе-
го газа откачивается вакуумной системой.
Рассмотрим для данного случая схему движения по-
токов газа в печи. Из зоны плавления, в зазоре между
электродом и кристаллизатором, движется состоящий
в основном из водорода поток газа. Водяные пары, воз-
дух и другие газы, появившиеся в кристаллизаторе из
атмосферы через течь, вследствие десорбции с поверх-
ности печи или миграции из насоса будут дифундиро-
вать к зоне плавления и одновременно относиться пото-
ком водорода в противоположную сторону, т. е. к ваку-
умному насосу.
Примем, что в произвольно выбранном сечении крис-
таллизатора над уровнем плавки в единице объема име-
ется пк молекул кислорода и азота. Тогда суммарный
поток кислорода или азота в металл выразится следую-
щим уравнением:
= Dr F333 — — ивпк, (7)
ax
где F333—площадь поперечного сечения зазора между
электродом и кристаллизатором;
DT — коэффициент диффузии кислорода или азота;
и3— объемный поток водорода;
х— текущая координата;
пк— поток кислорода или азота в металл.
Первый член уравнения описывает перенос кислорода
или азота в результате их диффузии в металл, а второй —•
количество газов, захватываемых обратным потоком во-
дорода и уносимых тем самым от поверхности металла.
Для определения коэффициента диффузии одного
газа в другой воспользуемся уравнением, приведенным
в работе [18].
Выразим ЛСакт = Нм/о, £>г=В/ркр и иЭф = ыв (основную
долю откачиваемого газа составляет водород).
После решения и допустимых упрощений оконча-
тельно получим
, ’ ркрцэф^к
дсакт = 2^е BF3a3 , (8)
где ДСакт— прирост содержания активных газов в ме-
талле за плавку;
а — скорость плавления;
р1ф—суммарное давление газов в кристалли-
заторе;
ыЭф — поток водорода от зоны плавления к ваку-
умному насосу.
3<ф2 ’ л ' 1 Л4Х ТИ2
О)
(где k — постоянная Больцмана, Mi и М2 — массы мо-
лекул каждого из газов, —сумма радиусов моле-
кул). Полученные аналитические зависимости были про-
верены экспериментально при выплавке слитков с раз-
личным натеканием. Плавки проводили на печах ВД-5М
и ВД-6 при силе тока дуги 2000 А. Электроды для
опытных плавок изготовляли расковкой слитка сплава
ВТ1-1 диаметром 360 мм, выплавленного двумя перепла-
вами, на штанги диаметром 90 мм. Штанги обтачивали
до диаметра 75 мм. С двух сторон штанг отфрезеровы-
вали плоские площадки и испытывали их на твердость
по НВ. Кроме того, от штанг отрезали темплеты для ис-
пытания механических свойств на растяжение. В каче-
стве электродов брали металл с практически одинако-
выми механическими свойствами. Перед плавкой тща-
тельно очищали внутренние стенки печи.
Вакуумирование печи проводили до полного прекра-
щения газоотделения. Постоянство натекания через
Рис. 35. Изменение твердости, со-
держания азота и прочности на
разрыв слитков сплава ВТ1-1 в за-
висимости от величины натекания
воздуха в печь. Расчетные значе-
ния показаны линиями
определенные промежутки
времени было принято за
критерий удаления адсорб-
ционной влаги и воздуха.
Заданное натекание уста-
навливали при помощи на-
текателя, расположенного в
камере печи, в противопо-
ложной стороне от вакуум-
ного насоса.
Плавки с натеканием до
200 л-мкм рт. ст/с прошли
удовлетворительно. Возни-
кающие процессы ионизации
ликвидировались с уменьшением расстояния между ван-
ной и электродом. При плавке с натеканием более
1000 л-мкм рт. ст/с наблюдалась значительная иониза-
ция. Электрод сильно нагревался по всей высоте, значи-
тельно повышалась температура корпуса печи. Умень-
шение дугового промежутка не ликвидировало иони-
зацию.
Давление газа в трубопроводе на входе в насос воз-
растало с увеличением натекания. Слитки, выплавлен-
ные при натекании до 200 л-мкм рт. ст/с, были незна-
чительно окислены с литниковой части. При натекании
1000 л-мкм рт. ст/с на поверхности литника имелся слой
окисла толщиной до 0,1 мм. После обточки литникового
торца слитка на глубину 3—5 мм испытывали твердость
по Бринеллю, отбирали пробы для анализа на содержа-
ние азота и определяли механические свойства металла
в деформированном состоянии. Кроме того, изготавли-
вали макрошлифы поперечного и продольного темпле-
тов. По макроструктуре слитков нельзя сделать каких-
либо выводов о влиянии натекания на качество металла.
Она практически одинакова у всех слитков. Среднее зна-
чение твердости, прочности и содержания азота возрас-
тает пропорционально натеканию (рис. 35). Рассчитан-
ные значения удовлетворительно согласуются с экспери-
ментальными.
Расчет проводили, исходя из следующих данных:
а) расстояние от исследуемого торца слитка до вер-
ха кристаллизатора равно 35 см;
б) площадь поперечного сечения зазора между элек-
тродом и стенкой кристаллизатора 65 см2;
в) поток определен как произведение эффективной
скорости откачки на разность между давлением в печи
до плавки и во время плавки. Среднее значение потока
1840 л-мкм рт. ст/с.
Полученные зависимости позволяют сделать некото-
рые выводы о характере влияния различных факторов
на величину прироста содержания активных газов в ме-
талле:
1. Прирост содержания активных газов в металле пря-
мо пропорционален величине натекания. Причем без-
различно, что является источником активных газов: при-
ток воздуха из атмосферы вследствие течи или выделе-
ние адсорбированной влаги или воздуха со стенок печи.
2. Большое влияние на газонасыщение металла ока-
зывает расстояние от уровня ванны расплавленного ме-
талла до источника выделения и площадь поперечного
сечения кольцевого зазора между электродом и кристал-
лизатором.
Для определения натекания необходимо задаться до-
пустимым приростом содержания активных газов в ме-
талле за плавку. Например, при изготовлении слитков
серийных титановых сплавов можно принять допустимый
прирост содержания азота в металле 0,002%; такое уве-
личение содержания азота повышает твердость техниче-
ского титана менее чем на 1 кгс/мм2. При расчетах не-
обходимо брать минимально возможный поток водоро-
да при плавке. В случае сварки слитка и электрода в
печи, когда отсутствует защитный поток водорода, допу-
стимое натекание рассчитывают исходя из 100 %-кого по-
глощения натекающего газа металлом.
3 ВЫБОР РАЦИОНАЛЬНОГО ДАВЛЕНИЯ
ОСТАТОЧНЫХ ИЛИ ИНЕРТНЫХ
ГАЗОВ ПРИ ПЛАВКЕ
Различают остаточное давление газов в камере печи пе-
ред плавкой и в процессе плавки. Давление газов перед
плавкой зависит, с одной стороны, от возможностей ва-
куумной системы (производительности и предельного
вакуума), а с другой — от объема печи, ее герметично-
сти и количества газов, десорбирующихся со стенок пе-
чи и из электрода. Естественно, чем ниже остаточное
давление газов перед плавкой, тем меньше вероятность
загрязнения титана и его сплавов примесями — кисло-
родом и азотом. Этот параметр процесса, как правило,
лимитируется в технологических инструкциях на выплав-
ку слитков титановых сплавов и составляет обычно не
более 1-10-1 мм рт. ст. Однако вакуум не должен быть
необоснованно высоким, так как это приводит к не-
оправданному удорожанию вакуумных систем печей и
усложнению их эксплуатации, повышенным затратам по
их обслуживанию, снижению производительности печей.
Давление газов при плавке должно обеспечивать необ-
ходимую дегазацию металла от водорода и других вред-
ных летучих примесей, равномерное распределение ле-
гирующих компонентов по объему слитка, достаточно
высокие технико-экономические показатели производст-
ва слитков (хороший проплав поверхности слитков, высо-
кую скорость плавки, устойчивое протекание дугового
разряда и т. п.), надежные условия безопасной работы
на печах.
Статистический анализ качества большого количест-
ва промышленных полуфабрикатов серийных титановых
сплавов и технико-экономических условий работы печей
приводит к выводу, что давление газов при плавке
должно устанавливаться дифференцированно в зависи-
мости от переплава, физико-химических особенностей
легирующих компонентов, сплава и электрода, скорости
плавки и т. д. Вопросы выбора оптимальных давлений
тазов при вакуумной плавке и плавке в среде нейтраль-
ных газов будут рассмотрены ниже.
Давление газа при вакуумной плавке
В обширной литературе по вакуумной дуговой плавке
есть ряд работ, посвященных процессам дегазации [1,
11, 19—21]. Однако четкого ответа на вопрос, каким
должен быть вакуум при плавке, нет. Некоторые авторы
[19] утверждают, что при дуговой плавке достигается
равновесная концентрация водорода в металле, соответ-
ствующая установившемуся в печи давлению. В этом
случае очистка титана от водорода может быть сколь
угодно глубокой и определяется характеристикой откач-
ной системы. Другие [20] отрицают возможность дости-
жения равновесных концентраций, утверждая, что часть
водорода будет диффундировать в более холодные
участки слитка. Разноречивые мнения по этому вопросу
объясняются тем, что данные получены на печах с раз-
личными вакуумными системами без учета давления
газа в зоне плавления.
О величине перепада давления между зоной плавле-
ния и камерой печи существует множество противоречи-
вых данных [11, 20]. В настоящей работе сделана по-
пытка аналитически и экспериментально определить рас-
пределение давления газа по высоте кристаллизатора.
Из анализа состава газа следует, что при плавке ти-
тана с расходуемым электродом в кристаллизаторе
устанавливается поток газа, состоящий в основном из
водорода. Воспользуемся безразмерным критерием Рей-
нольдса и определим режим течения газа. Известно [18],
что при 7?е>2200 поток газа турбулентный, при Re<z
<2200 поток вязкостной или ламинарный.
Критерий Рейнольдса определяют по уравнению
Re = (4М/л7?Гт)) (tw/б), (10)
где М — масса молекулы газа;
R— постоянная Больцмана;
т]— вязкость газа;
6—ширина кольцевого зазора между электродом
и кристаллизатором;
Т— абсолютная температура.
Подставим значение физических постоянных для водо-
рода Л4н2=3,35-10”24 и т] = 88-10-6 П при 7=293^ по-
лучим: для ламинарного потока
wr < 1,4-108б; (11)
для турбулентного потока
wT> 1,4-108б, (12)
где wr— поток газа, л-мкм рт. ст/с;
б—• кольцевой зазор, м.
Величина зазора для действующих промышленных
печей всегда больше 0,02 м. Поток водорода в кристал-
лизаторе, как будет показано ниже, даже во время пер-
вого переплава при силе тока 50 кА всегда меньше
2,5-106 л-мкм рт. ст/с. Таким образом, с большим запа-
сом соблюдается соотношение (11), которое свидетельст-
вует о том, что в промышленных условиях вакуумной ду-
говой плавки титана с расходуемым электродом в зазо-
ре между поверхностями электрода и кристаллизатора
существует ламинарный режим течения водорода. Исхо-
дя из этого, для расчета проводимости эвакуационного
пути от зоны плавления до камеры печи воспользуемся
уравнением Гейнце [18], справедливым для трубопрово-
дов с коаксиальным стержнем внутри в условиях лами-
нарного режима течения газа:
_ 31 Рт
U1 —-------------
8т) 1К
1ПГ1/г2
(13)
где «х— проводимость трубопровода, см3/с;
рт—- среднее давление газа в трубопроводе, дин/см2;
1К—длина трубопровода (или кристаллизатора в
нашем случае), см;
rlt и rz — наружный и внутренний радиусы кольца (или
радиусы кристаллизатора и электрода), см.
Заменим r2 = n—6 = п(1—6/ri)=n(l—а). Тогда
rJi _(i _G)4_L—Il—.
8П/к ]n_L.
1 — a
Заменим:
i 1 2c ,
in----, так как a < 1,
1 — a 2 — a
(14)
(1 —a)4 = 1 — 4a + 6o2 —4o3 + a4,
[1 — (1 — a)2]2 = a2(2 — a)2.
Тогда получим
Я_Рт г4Г4а_6й2 + 4аЗ_ С4_ °(2-_°)3
1 8Т) I Ч 2
(15)
Поскольку величина а <0,2, то с ошибкой, не превы-
шающей 10%, можно упростить уравнение (15):
(16)
8i] lK
Определим поток газа в кристаллизаторе [18]:
^ = «1 (Р2-Р1)
и среднее давление
Рт = (Ра + Pi)-
После подстановки получим
(17>
Откуда
__ 1 /~Й|н16т]^ 2 /1О\
Рг~ V ~^ё+р'‘ (18)
где и д'—давления газа в камере печи и в зоне плав-
ления соответственно.
Эта зависимость справедлива для системы, которая
находится при одной и той же температуре. При ваку-
умно-дуговой плавке в кристаллизаторе имеется значи-
тельный температурный перепад. Температура газа в
зоне плавления, вероятно, близка к температуре рас-
плава. В дальнейшем при движении в узком канале
газ остывает и приобретает температуру поверхности
кристаллизатора и электрода.
Таким образом, вследствие температурного градиен-
та между зоной плавления и камерой печи также воз-
никает перепад давления. При температуре газа на вы-
ходе из кристаллизатора То и температуре газа в зоне
плавления 1\ перепад давления можно приближенно оп-
ределить с помощью следующего соотношения [18J:
P2^P2VTiTW (19)
гдер2иРг—давление газа в зоне плавления при темпе-
ратуре То и 7\ соответственно.
Данное уравнение справедливо при тепловом тече-
нии молекул газа через диафрагмы и каналы из сосу-
да с температурой Т\ в объем с температурой То.
Принимая 7’]=2000К и То=300 К и значение ко-
эффициента вязкости для 20°С т]=88-10-6 П. С уче-
том размерности потока и давления окончательно бу-
дем иметь
р2 = 2,6 1 Лз,5-10-^н/к + 2 ,
V Г163
гдер2 и давление газа в зоне плавления и камеры
печи, мкм рт. ст.;
wH—поток водорода, л-мкм рт. сг/с;
ri—радиус кристаллизатора, м;
/к—расстояние от уровня плавки до камеры пе-
чи, м;
6—ширина зазора между поверхностями элек-
трода и кристаллизатора, м.
Первое слагаемое подкоренного выражения харак-
теризует перепад давления между зоной плавления и
камерой печи, образующейся вследствие сопротивления
трубопровода течению газа. Перепад давления возрас-
тает с увеличением потока газа и уменьшением радиуса
кристаллизатора и особенно зазора между поверхностя-
ми электрода и кристаллизатора. При абсолютном воз-
растании давления газа в камере печи относительная
роль первого слагаемого снижается, следовательно, пе-
репад давления будет уменьшаться.
Оценку зависимости проводили, сравнивая экспери-
ментальные данные с расчетными.
Поскольку основное количество газа, удаляемого
при плавке вакуумными насосами, выделяется в зоне
плавления, то приближенно поток газа в кристаллиза-
торе можно определить как
(Ро — Р0)> <21)
где wu — поток газа, удаляемый насосом;
ик— скорость откачки насоса;
р0 и р'о—давления газа в трубопроводе на входе в
насос перед плавкой и при плавке соответ-
ственно.
В наших опытах находили по паспортной кривой
насоса, которую проверяли по методу заданной течи
[18]. Давление газа измеряли с помощью датчика
ЛТ-2, отградуированного во время плавок по компрес-
сионному манометру Мак-Леода. Было определено
Рд = 0,7рт, (22)
гдервирт—давления газа при плавке, измеренные при-
бором Мак-Леод и вакуумметром с датчи-
ком ЛТ-2 соответственно.
Корректировка результатов по данному соотноше-
нию позволяет учесть влияние практических условий
измерения на показания термопарного датчика ЛТ-2.
По своей величине полученное значение коэффициента
почти равно стандартной поправке при переходе от су-
хого воздуха к водороду при 20°С [22]. Такое совпа-
дение результатов подтверждает вывод о том, что газо-
вая среда в печи состоит в основном из водорода и что
температура газа и условия измерения близки к стан-
дартным.
Давление газа в зоне плавления измеряли с по-
мощью специального приспособления, изображенного
на рис. 36. Медный штуцер, имеющий резьбу, ввинчи-
вали в стенку кристаллизатора и затем заклинивали
для устранения течи воды. С другой стороны, штуцера
диаметром 8 мм и длиной 300 мм подсоединяли лампу
ЛТ-2. Зона замера находилась на расстоянии 340 мм от
поддона и 710 мм от верхнего торца кристаллизатора,
диаметр которого составлял 345 мм. Очевидно, что при
такой схеме подсоединения датчика фиксируется давле-
ние газа в определенной зоне кристаллизатора, причем
в результате контакта газа с холодной поверхностью
медной соединительной трубки температура газа на
входе в лампу вряд ли существенно отличается от тем-
пературы стенки трубки и стеклянной колбы лампы.
Практические замеры показали, что температура
наружной поверхности медной трубки и колбы лампы в
течение всей плавки близка к комнатной.
Одновременно измеряли давление газа в камере пе-
чи и в трубопроводе на входе в насос. Были исследова-
ны три плавки второго переплава. Сила тока при плав-
ке составляла 11,5 кА. Откачку печи через трубопровод
диаметром 245 мм и длиной 1,2 м осуществляли на-
сосами БН2000 и ВН-6Г. Электродами являлись слит-
ки первого переплава диаметром 270 мм из сплава
ВТ1-0, полученные при вакуумирований печи насосом
ВН-6Г. По результатам измерения строили графики из-
менения давления в печи от продолжительности плавки.
Время, мин
Рис. 37. Давление газа при трех различных плавках:
1 — в зоне плавления; 2 — в камере
Рис. 38. Давление газа по
высоте кристаллизатора при
втором переплаве:
1 — электрод; 2 — слиток;
3 — жидкая ваниа; 4 — зона
плавления; 5 — зазор между
кристаллизатором и слит-
Давление газа (рис. 37) перед плавкой как в кри-
сталлизаторе, так и в камере печи почти одинаковое.
В момент зажигания дуги отмечается резкое ухуд-
шение вакуума. Затем давление газа в кристаллизато-
ре становится несколько ниже, чем в камере печи.
С появлением на поддоне расплава вакуум в печи сно-
ва падает. При приближении зоны плавления к месту
замера наблюдается плавное нарастание давления.
В момент совпадения зоны плавления с уровнем заме-
ра отмечается пик давления. После удаления зоны
плавления вверх от места замера датчик фиксирует
давление газа в кольцевом зазоре между поверхностя-
ми твердого слитка и кристаллизатора. Во всех случа-
ях отмечено, что давление газа в этой зоне кристалли-
затора наименьшее, ниже 10-2 мм рт. ст. (рис. 38).
С целью изучения возможности проникновения газа
в зазор между зоной плавления и поверхностью слитка
во время одной из плавок в печь подавали гелий до
давления 10 мм рт. ст. и затем проводили откачку пе-
чи. Отмечено, что с изменением давления газа в каме-
ре печи происходит одновременное повышение или
понижение давления в зазоре между слитком и кристал-
лизатором (рис. 37). Следовательно, твердая цилин-
дрическая корка вверху жидкой ванны прилегает к по-
верхности кристаллизатора не
герметично.
Основные экспериментальные
и расчетные данные сведены в
табл. 17. Отмечается удовлетво-
рительная сходимость результа-
тов. Учитывая скачкобразное га-
зовыделение при плавке, такая
точность вполне достаточна для
практических расчетов.
При известных значениях га-
зовыделения, диаметра и длины
слитка давление газа в зоне плав-
ления (для интервала давлений
от 1 - IO-2 до 2-10-1 мм рт. ст.) мо-
жно обеспечить путем выбора ве-
личины зазора между поверхно-
стями электрода и кристалли-
затора и вакуума в камере
печи.
w 3 io~2 иг1
Да8лени.е, мм рт.ст.
РЕЗУЛЬТАТЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ДАВЛЕНИЯ ГАЗА
В ЗОНЕ ПЛАВЛЕНИЯ И СОДЕРЖАНИЯ ВОДОРОДА В СЛИТКАХ
(скорость откачки камеры иЭф=2000 л/с)
Показатели Номер плавки
1 2 3
Давление газа в печи, мкм рт. ст.: перед плавкой ро ...... . 3,5 2,0 5,0
при плавке:
в камере печи pi . . . 12,5 12,0 29,0
в зоне плавления:
экспериментальное р2 . - 63,0 70,0 67,0
расчетное рграс 68,0 63,0 80,0
Поток газа, удаленного насосом и>н, л-мкм рт. ст/с Содержание водорода в слитках, % (по массе) ........ 18000 20000 30000
0,002 0,001 0,003
Как показано в работах И. В. Полина [21J и
Л. А. Волохонского, в зоне плавления наиболее рацио-
нальным является давление газа не более 10-1 мм рт.
ст. В этом случае исключается интенсивное испарение
титана и легирующих компонентов, обеспечивается
весьма низкое содержание водорода в слитках и наибо-
лее стабильные условия существования дугового раз-
ряда.
При заданном значении давления газа в зоне плав-
ления вакуум в камере печи определяется по соотно-
шению (20).
Выделение водорода из жидкого металла приводит
к образованию газовых пор в слитках. В слитках пер-
вого переплава поры встречаются в поверхностной зо-
не слитка и особенно часто в виде крупных пузырей на
литниковом торце. В слитках второго переплава газо-
вые поры обычно встречаются в литнике и в местах пе-
рерывов в плавлении. По своему виду поры имеют сфе-
рическую форму и гладкую неокисленную поверхность.
Исследования с помощью лазерного микрозонда и масс-
спектрометра показали, что содержание водорода в по-
граничных областях пор в 1,5—2,0 раза больше, чем в
основном металле. Расчетами установлено, что для до-
стижения такого обогащения металла давление водоро-
да в порах в момент их возникновения должно состав-
лять более 50 мм рт. ст. Такие давления водорода в
расплаве могут создаваться при падении в жидкую ван-
ну металлических возгонов титана, находящихся на’ по-
верхности кристаллизатора и электрода. В дальнейшем
с понижением температуры металла давление водорода
в поре снижается до глубокого вакуума.
Исследование закономерностей испарения летучих
компонентов и определение давления при вакуумно-
аргонной плавке
При вакуумной дуговой плавке происходит испарение
летучих легирующих компонентов и примесей и их кон-
денсация на холодной стенке кристаллизатора или по-
верхности переплавляемого электрода. Это, естествен-
но, затрудняет технологический процесс производства
качественных сплавов, легированных марганцем, алю-
минием и другими элементами, имеющими высокую уп-
ругость пара при температуре плавления титана.
Промышленный опыт освоения технологии выплав-
ки слитков сплавов системы ОТ4, содержащих в каче-
стве легирующей добавки марганец, показал, что слит-
ки требуемого качества могут быть получены только
при проведении второго переплава в атмосфере инерт-
ных газов
Визуальное наблюдение за процессом плавки слит-
ков сплава ОТ4 в вакууме не позволяет установить ка-
ких-либо существенных отличий от плавки слитков тех-
нического титана; кипения с выделением пузырьков па-
ров марганца из глубины ванны не происходит. Это
объясняется незначительным перегревом металла и
влиянием металлостатического давления. Согласно рас-
четам, основанным на экспериментальных данных, глу-
бина поверхностного слоя ванны, из которого возмож-
но испарение марганца при плавке слитков титанового
сплава ОТ4, не превышает нескольких миллиметров.
Аналитическое исследование процесса испарения ле-
тучих компонентов с поверхности жидкой ванны на-
плавляемого слитка значительно затруднено из-за на-
личия ряда сложных сопутствующих явлений. Важней-
шие из них — дуговой разряд, направленный непосред-
ственно к поверхности испарения, и непостоянство тем-
пературы самого поверхностного слоя жидкого металла
лунки.
В работах [1, 23] при исследовании принималось:
1. При плавке испарение происходит с верхней тор-
цовой поверхности наплавляемого слитка и почти не
происходит в период образования капли металла на оп-
лавляемом торце электрода и падения ее в лунку. Со-
держание легирующих компонентов в жидкой ванне
вследствие испарения их с поверхности уменьшается
равномерно по всему объему лунки, и металл на по-
верхности имеет тот же химический состав, что и вся
масса жидкого металла.
2. Прн установившемся процессе плавки скорость
испарения равна скорости конденсации летучего ком-
понента. Принимается, что средняя температура по-
верхности жидкой ванны на 150—250° С выше темпера-
туры плавления сплава.
3. Дуговой разряд не влияет на интенсивность испа-
рения летучих компонентов.
За исходную формулу, определяющую скорость ис-
парения летучего компонента в вакууме, было принято
уравнение, приведенное В. А. Пазухиным и А. Я. Фи-
шером [24] для условий конденсации при низкой тем-
пературе, что соответствует условиям, создающимся на
внутренней поверхности медного кристаллизатора:
<23>
где со—скорость испарения летучего компонента с
единицы площади поверхности испарения;
/—постоянная величина, определяемая на основе
закона Рауля выражением
i = CB/pB^MAl{MBp^, (24)
где Св—-текущая концентрация компонентов в
слитке;
р—давление остаточных или инертных га-
зов;
Ma, Mb — атомные массы основного металла и ле-
тучего компонента;
рв — упругость пара компонента в сплаве;
р°в—давление насыщенного пара рассматри-
раемого компонента в чистом состоянии;
b = 5,833-10-2 ]/ Мв/Т-
Т — температура металла на поверхности
испарения, К.
На основе формулы (23) были установлены зако-
номерности изменения химического состава жидкого ме-
талла в процессе плавки и, таким образом, изменения
концентрации компонента в центральной части слитка.
Под центральной частью подразумевается объем
слитка, остающийся после снятия периферийной кор-
ки, представляющей собой смесь брызг металла и кон-
денсата летучих компонентов.
Изменение концентрации легирующего компонента
или примеси в жидкой ванне за элементарный проме-
жуток времени можно описать уравнением
dCB mB = С0 Спл dX — FB wdT — акр СВ dT- (25)
где тъ— масса жидкой ванны;
япл» скР— скорости плавления электрода и кристал-
лизации слитка;
т— время;
FB—поверхность жидкой ванны;
Со, Св — концентрации легирующего компонента в
электроде и жидкой ванне.
Легирующий компонент, поступающий с электрода,
переходит в твердый слиток и частично испаряется.
После подстановки выражения (25), решения диф-
ференциального уравнения и проведения соответству-
ющих преобразований и допустимых сокращений полу-
чим
b
FB—p + аС0
Из формулы следует ряд закономерностей измене-
ния концентрации компонента в центральной части
слитка в зависимости от основных параметров ВДП:
1. Повышение скорости плавки приводит к увеличе-
нию концентрации компонента в центральной части
слитка и, следовательно, к уменьшению неоднородности
химического состава по сечению слитка. При значи-
тельных скоростях плавки концентрация компонента в
центральной части слитка будет приближаться к исход-
ной концентрации Со.
2. Увеличение диаметра слитка при прочих равных
условиях плавки приводит к уменьшению концентрации
в центральной части слитка. Физический смысл влия-
ния диаметра кристаллизатора сводится к тому, что
при постоянной массовой скорости плавки линейная
скорость наплавления обратно пропорциональна квад-
рату диаметра.
3. С повышением температуры поверхности жидкой
ванны концентрация компонента в центральной части
уменьшается и неоднородность химического состава по
сечению слитка увеличивается.
4. При определенных давлениях остаточных или
инертных газов концентрация компонентов в средней
части и расчетная концентрация компонента будут оди-
наковыми и неоднородности по сечению не будет, а с
уменьшением давления неоднородность будет возникать
и усиливаться.
Экспериментальные исследования проводили с це-
лью оценки летучести основных
тов и примесей и закономер-
ностей их распределения в
объеме слитка. Кривые, приве-
денные на рис. 39, подтверж-
дают, что перераспределение
марганца в гораздо большей
степени зависит от диаметра
слитка и в меньшей степени от
количества его в сплаве. Боль-
шое влияние оказывает также
и время пребывания металла
в поверхностном слое жидкой
ванны.
В целях оценки точности
полученных аналитических вы-
ражений сравнивали экспери-
ментальные данные по опреде-
лению концентрации марганца
в центральной части слитка с
такими же данными, получен-
легирующих компонен-
Расстояние от поверхности,
слитка, мм
Рис. 39. Распределение марган-
ца в слитках (по радиусу) прн
его различном расчетном со-
держании:
/ — слиток диаметром 150 мм,
Со—13%: 2 — то же, С0=8%; 3—
слиток диаметром 250 мм, Со=“
=8%; 4 — слиток диаметром
350 мм, Со—3%
КОНЦЕНТРАЦИИ МАРГАНЦА, ПОЛУЧЕННЫЕ ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫМ
И РАСЧЕТНЫМ ПУТЕМ, В ЦЕНТРАЛЬНОЙ ЧАСТИ СЛИТКОВ [3]
Исходная концент- рация Опытные данные Концентрация в центре слитка, % Исходные данные для расчета Расчетная концент- рация в центре слитка, % л
диаметр слитка, мм вакуум в печи, мм рт. ст. сила тока, кА скорость плавки (ориентировочно), кг/с диаметр поверх- ности испарения, мм скорость плав- ки, кг/с вакуум в зоне плавки, мм рт. ст. температура по- верхности испа- рения, °C
15 140 0,2 3,5 0,05 11,2 130 0,05 0,3 1600 10,8
8 140 0,2 3,5 0,05 6,5 130 0,05 0,3 1650 6,1
3 350 0,1 6,5 0,075 1,5 340 0,075 0,2 1700 1,3
8 250 0,2 6,5 0,075 4,4 240 0,075 0,3 1650 4,1
ными по формуле (26). Сравнение опытных и расчетных
данных показывает удовлетворительное их совпадение
(табл.18).
При расчете давления Р2, необходимого для полного
подавления испарения, следует исходить из максималь-
ной температуры, т. е. температуры на участке анодно-
го пятна. Если в формуле (26) принять концентрацию
компонента равную исходной, то величина давления р2,
необходимого для полного подавления испарения ком-
понента, будет равна
P2>Clj, (27)
следовательно, Р2 определяется только концентрацией
компонента и величиной /, которая через р°в связана
непосредственно с температурой и не зависит от других
параметров плавки. Ниже приведены результаты расче-
та давлений для различного содержания марганца в
сплаве:
Концентрация, % - • 0,5 1,5 3,0 4,5 6,0
Необходимое давление i
аргона, мм рт. ст. . . 2,5 7,5 15 22,5 30
В опытно-промышленных партиях слитков сплавов
ОТ4-1 и ОТ4, выплавленных при давлении аргона не-
сколько выше упругости пара марганца в сплаве, рас-
пределение марганца по сечению было одинаковое. Из-за
отсутствия надежных термодинамических показате-
лей для сплавов системы титан — алюминий наблюда-
лось значительное несоответствие расчетных и экспери-
ментальных данных. Поэтому коэффициент испарения
алюминия при ВДП определяли экспериментальным
способом [25].
Скорость испарения в условиях вакуумной плавки,
когда упругость паров металла значительно выше дав-
ления остаточных газов, можно выразить соотношени-
ем [24]
° = ^исп В’
где Киси — коэффициент испарения.
После подстановки этого выражения в уравнение
(25) и решения его получим
Соа____
$в Лисп “F л
ИЛИ = Кисп — + 1.
Сел а
(28)
При р—0 и Kiicn=bJ2j уравнение (26) переходит в
(28).
Величина коэффициента испарения летучего компо-
нента зависит от множества факторов: температуры
расплава, давления газов и паров металлов в зоне пла-
вления, условий плавки электрода и затвердевания
слитка, механизма испарения и конденсации паров ме-
таллов, физико-химических особенностей сплава и т.д.
Однако при установившихся режимах плавления боль-
шинство параметров остается неизменным, поэтому мо-
жно предположить, что условия дистилляции летучих
элементов должны характеризоваться постоянным зна-
чением коэффициента испарения.
Опытные плавки проводили на лабораторных и про-
мышленных печах. Кроме того, использовали обшир-
ный статистический материал производства слитков ди-
аметром 280—870 мм различных серийных титановых
сплавов. Для составления весового баланса электроды
с приваренными наконечниками, а также выплавленные
слитки, остатки электродов и собранные возгоны взве-
шивали с точностью до 0,5% (отн.) От кованых элек-
тродов, слитков и возгонов отбирали пробы для хими-
ческого анализа на содержание алюминия.
Результаты контроля слитков диаметром 370, 440—
870 мм подвергали статистической обработке. Для каж-
дого сплава и диаметра проводили не менее 50 плавок.
Путем построения графиков с вероятностной шкалой
по оси ординат оценивали соответствие показателей
Рис. 40. Содержание алюминия в
слитках сплавов ВТ 18 второго (/)
и третьего (2) переплавов
ность среднего показателя
нормальному закону рас-
пределения. Затем вычисля-
ли среднее значение показа-
теля и среднее квадратичное
отклонение. Анализ полу-
ченных результатов позво-
ляет сделать следующие
выводы.
При переплаве прессо-
ванных электродов опреде-
лить потери алюминия очень
сложно. Алюминий неравно-
мерно распределяется по се-
чению слитка, поэтому точ-
очень низкая (табл. 19). По-
тери алюминия за два переплава составляют 5—5,5%
Расчетное содержание
алюминия Сщцх г %
Рис. 41. Зависимость содержания
алюминия в слитках второго пере-
плава от расчетного содержания в
электроде:
а — слитки диаметром 370 мм, ва-
куум при плавке 0.3—0,8 мм рт= ст.;
б — слитки диаметром 370 мм, ва-
куум при плавке 0,1—0,3 мм рт. ст.;
в - - то же, диаметром 440—870 мм,
вакуум при плавке 0,1—0,3 мм
рт. ст.
ПОТЕРИ АЛЮМИНИЯ ПРИ ВДП
Переплав Диаметр слитка, мм а, кг/мин Общие потери металла, % Содержание алюминия, % Потери алю- 1 (Н1О) Ч 0Z *КИМИИ 1 ^ИСП' КГ
электрод слиток ко- рона воз- гоны
(м2 • мнн)
Сплав тц-8% ; XI
I 80 0,7 1,1-1,4 8,0 5,9-13,9 16,0 17,0 — —
II 120 0,8 0,4-0,5 5,9-13,9 Сила 7,4-8,2 7,6 в ВТ18 9,0 8-16 5,0* —
I 340 4,0 0,5-1,0 8,1 6,4-10,0 10,0 15-0 — —
II 440 7,0 0,3-0,6 6,4-10,0 7,2-8,2 7,65 — 10-17 5,5* —
III 570 14,0 0,3-0,6 7,65 Сп л 7,2-7,8 7,45 а в ВТ5 — — 2,6 1,5
II 120 8,0 0,6-0,7 4,96** 4,8-4,9 4,84 — 8-16 2,4 1,7
* Потери алюмннля за два переплава.
*♦ Кованая обточенная штанга.
(отн.). При переплаве кованой штанги или проведении
третьего переплава (рис. 40) теряется 2,5 и 2,6% (отн.)
алюминия, т. е. почти в 2 раза меньше, чем за два пе-
реплава. Эти результаты удовлетворительно согласу-
ются со статистическими данными выплавки слитков
промышленных партий.
Между содержанием алюминия в электроде и сред-
ним содержанием в партии слитков второго переплава
соблюдается линейная зависимость (рис. 41), что со-
гласуется с уравнением (28). После математической
обработки по способу наименьших квадратов получены
следующие уравнения:
а) слитки диаметром 370 мм
Ссл = (0.95 + 0,08) СШих1
б) слитки диаметром 440—870 мм
Ссл = (0,94 ± 0,14) Сших.
(29)
(30)
За два переплава также теряется 5—6% (отн.) алю-
миния. Совпадение результатов по содержанию алюми-
ния для слитков различных диаметров объясняется тем,
что и первый, и второй переплавы проводятся при
близких значениях отношения FB/a (рис. 42). Это так-
же свидетельствует об идентичности условий уноса
алюминия при ВДП с расходуемым электродом. Не-
сколько заниженное значение коэффициента пропорцио-
нальности в уравнении (30) и повышенный разброс по-
казателей связаны, вероятно, с отбором проб при кон-
троле слитков от литниковых и донных торцев, а также
с однородностью химического состава слитков и с точ-
ностью методики анализа. Изменение давления газа в
зоне плавления с 0,1—0,3 до 0,3—0,8 мм рт. ст. практи-
чески не влияет на величину потерь алюминия (см.
рис. 41).
Возрастание скорости плавки при производстве слит-
ков одного и того же диаметра приводит к заметному
повышению концентрации алюминия в слитках (рис.
43). Общие потери металла за два переплава колеб-
Рис. 42. Содержание алюминия в слитках промышленных партий сплавов
ВТ22 и ВТЗ-1 в зависимости от диаметра:
/ — 440 мм, fBfa=0,02; 2 — 570 мм, FB/a=0,018; 3— 770 мм, FBta=0.016
лютея в пределах 1—2% (отн.). При первом переплаве
из-за выделения хлористого магния, магния и водоро-
да происходит разбрызгивание расплава, поэтому по-
тери металла значительно больше.
Величина коэффициента испарения, определенная
при переплаве кованой штанги сплава ВТ5 и слитков
второго переплава сплава ВТ18, составляет соответст-
венно 1,5 и 1,7 кг/(м2-мин). Полученное значение мень-
ше коэффициента, рассчитанного по формуле (26) для
условий конденсации летучего компонента на холодной
стенке кристаллизатора и полного перехода конденса-
та в обогащенный поверхностный слой слитка. Такое
несоответствие можно объяснить тем, что при ВДП на
больших плотностях тока происходит подплавление ко-
роны на кристаллизаторе,
электроде и возвращение
летучего компонента в жид-
кую ванну. В промышлен-
ных условиях при первом
переплаве корона подплав-
ляется частично, остается
поверхностный слой толщи-
ной менее 1 мм, обогащен-
ный летучим компонентом и
обедненный тугоплавкими
элементами (рис. 44). При
втором переплаве корона
сплавляется полностью. Об-
наружить обогащенный по-
верхностный слой не удает-
Рис. 43. Содержание алюминия в
слитках диаметром 370 мм сплава
ВТЗ-1 при а=6,35 (7) и 15,3 кг/мин
U)
сплавление конденсата
на
Рис. 44. Распределение алюминия и
циркония в слитке первого переплава
сплава BTI8 (л-*-литник, с — середи-
на, д — дно)
Рис. 45. Распределение алюминия и циркония в поверхностном слое слитка
диаметром 440 мм второго переплава сплава ВТ18:
I — углубление до 1 мм; 2 — углубление 2 мм; 3 — углубление 4 мм
ся (рис. 45). Таким образом, при ВДП с расходуемым
электродом летучие компоненты теряются в основном с
возгонами, уносимыми выше зоны наплавления слитка.
Кроме марганца и алюминия, возможно испарение хро-
ма, олова, кремния и железа.
Оценить потери алюминия и марганца за переплав
можно по уравнениям (26) и (28).
Давление нейтральных газов, необходимое для по-
давления процесса испарения летучего компонента, оп-
ределяют из соотношения (27).
При этом необходимо также учитывать влияние дав-
ления нейтральных газов на стабильность дугового раз-
ряда и условия визуального наблюдения за зоной плав-
ления.
4. ДЕГАЗАЦИЯ ТИТАНА ПРИ ПЛАВКЕ
И РАСЧЕТ ВАКУУМНОЙ СИСТЕМЫ ПЕЧИ
Производительность вакуумной системы должна обес-
печивать быструю откачку камеры печи от атмосфер-
ного давления до требуемого остаточного и удаление
всех газов, выделяющихся в процессе плавки. Время
откачки печи от давления р0 до давления рОст опреде-
ляют по формуле [18]:
<г = 2,3—lg-^5-,
^эф Рост
где V—объем печи;
«эф—эффективная скорость откачки.
При давлениях ме-
нее 1 мм рт. ст. начи-
нается десорбция газов
с поверхности камеры
печи и из электрода.,
Поэтому время данно-
го этапа дегазации пе-
чи определяют опыт-
ным путем. Большое
влияние на снижение
времени дегазации пе-
чи оказывает техноло-
гия ее подготовки,
влажность воздуха, по-
ступающего в печь, и
особенно использование
Рис. 46. Изменение натекания в печи от
времени дегазации для температуры
охлаждающей воды 20 и 62° С:
1 — печь открыта 30 мин; ^воды =20° С;
2 —то же, 180 мин, t Rrin,r =20° С; 3 — то
же, 180 мин, гводы =62° С
в момент разгерметизации печи
в системе охлаждения камеры печи и кристаллизатора
горячей воды. При подаче воды с температурой 62° С
время дегазации снижается в несколько раз (рис. 46).
Эксперименты проводили на промышленной печи
объемом 1,5 м3 после выплавки слитков первого пере-
плава диаметром 280 мм. Статический анализ показал,
что в промышленных условиях в зависимости от объ-
ема печи и типа вакуумной системы время предвари-
тельной откачки составляет от 15 до 60 мин.
Для определения производительности вакуумной си-
стемы в период плавления металла необходимо знать
величину газовыделения. Как показано выше, во время
плавки титана выделяется в основном водород. Учиты-
вая большую скорость диффузии водорода в расплав-
ленном металле, можно принять, что концентрация его
в жидкой ванне, а следовательно, ив слитке определя-
ется законом Сивертса [8]. Тогда количество водорода,
удаляемого из металла при плавке, составит
™м = а(СЭл — ККрГ),
(31)
где а—скорость плавки;
Сэл—концентрация водорода в расходуемом элек-
троде;
р2 — давление водорода в зоне плавления.
Из зоны плавления водород откачивается вакуумны-
ми насосами и в какой-то мере вновь поглощается бо-
лее холодными объемами титана, имеющими большую
растворимость, чем расплавленный металл. Особенно
интенсивно водород адсорбируется мелкодисперсными
частицами титана, испаряющимися из расплава, а так-
же поверхностью расходуемого электрода и «короной»
слитка. Газовый анализ возгонов, взятых с поверхно-
сти кристаллизатора, показывает, что концентрация во-
дорода в них достигает 1—2%.
Для определения доли водорода, поглощаемой в пе-
чи, и коэффициента К в уравнении Сивертса проводили
экспериментальные плавки второго переплава слитков
диаметром 370 мм при силе токе 11,5 кА. При этом че-
рез отверстие в кристаллизаторе измеряли давление га-
за в зоне плавления, определяли поток газа, откачива-
емый насосами, и анализировали содержание водорода
в переплавляемом электроде и зоне слитка, соответст-
вующей месту замера давления газа в кристаллизато-
ре. На основании средних данных установлено, что по-
ловина от общего количества водорода откачивается
насосами, а остальная часть поглощается в печи. Вели-
чина Лн2=2,5- 10~4% (по массе)/мкм рт. ст.~1/2.
Если принять, что максимальное содержание водо-
рода в прессованном электроде равно 0,02% [14], то
поток водорода, откачиваемый вакуумными насосами
при первом переплаве, определится уравнением
Qh = 0,51! (17 000 — 210 л. мкм рт. ст/с, (32)
где Уд — сила тока при плавке, кА.
Для второго переплава максимальное содержание во-
дорода в электроде составляет около 0,006%. Поток газа
Q" = 0,5/а (6000 — 210 л. мкм рт. ст/с, (33)
где /2—сила тока при втором переплаве.
Естественно, что при втором переплаве будет про-
исходить дальнейшая дегазация титана до равновесно-
го значения при равенстве давления, а также более
глубокая дегазация металла при понижении давления
водорода. Для проверки справедливости уравнений
(32) и (33) проводили статистический анализ газовы-
деления при переплаве прессованных электродов и
слитков второго переплава. Было исследовано более
500 плавок слитков диаметром 340—870 мм. В течение
каждой плавки фиксировали до 10 замеров давления
газа в трубопроводе на входе в насос и в камере печи.
ТАБЛИЦА 20
ВЕЛИЧИНА ГАЗОВЫДЕЛЕНИЯ ПРИ ВЫПЛАВКЕ ПРОМЫШЛЕННЫХ
СЛИТКОВ ДИАМЕТРОМ 370—870 мм
с са Е а о а> Е Сила тока при плавке, кА Тип вакуумных насосов Поток газа, л-мкм рт.ст./с
средний по промышлен- ным плавкам по уравнениям (32) и (33)
I 6,5 6,5 12,0 25 ДВН-1500 НЭВ-0,5X1-10—2 НЭВ-0.5Х 1-Ю-2 ДВН-1500, 2 шт. 44 000 52 000 65 000 130000 47 000 46 000 87000 180000
II III 37,5 37,5 ДВН-1500 , 2 шт. ARPW и ДВН-1500, 2 шт 80 000 140 000 100000 135 000
Поток водорода находили по уравнению (21), а давле-
ние газа в зоне плавления —- по уравнению (20). В ре-
зультате получено, что среднее значение потока газа,
откачиваемого насисами, удовлетворительно совпадает
с расчетными, определенными по зависимостям (32) и
(33) (табл. 20).
Для давления газа в зоне плавления 10-1 мм рт. ст.
и остаточной средней концентрации водорода в слит-
р,ммрт.ст.
Рис. 47. Номограмма для параметров вакуумирования печи
при Ра—10”1 мм рт. ст.
а — Г| • :
ках, равной 0,0025% (по массе), параметры вакуумной
системы печей первого и второго переплавов можно оп-
ределить по номограммам, представленным на рис. 47.
По номограмме для известного значения отношения ра-
диуса слитка к длине кристаллизатора по заданной си-
ле тока находят поток газа Q’11 , который необходимо
откачивать при плавке, допустимый кольцевой зазор
между поверхностями электрода и кристаллизатора
(б), а также норму вакуума в камере печи (pi).
Быстроту действия вакуумных насосов находят с
учетом проводимости трубопровода по следующему со-
отношению-
1/иэф = 1/пх+ 1/«н,
где «эф — эффективная скорость откачки камеры печи;
ui—пропускная способность трубопровода;
ин— быстрота действия насоса.
Эффективную скорость откачки печи определяют по
величине газовыделения при плавке, взятой из номо-
грамм:
«н = Q^/Pv
Проводимость трубопровода круглого сечения для
воздуха при вязкостном режиме и 20° С находят по
формуле [18]
“возд = 0,182£>4р/7,
где D — диаметр трубопровода, см;
I—длина трубопровода, см;
р—среднее давление в трубопроводе, мм рт. ст.
Рис. 48. Вакуумная система промышленной печи:
1 — циклон с фильтром; 2 — иасос ARPW; 3 — насос 2ДВН-1500; 4 — затворы;
5 —фильтр; 6 — иасос ВН-300; '--масляный бачок механического иасоса;
й _ водокольцевой насос РМК-3; 9 — вакуум-провод предварительной откачки
печи
ТАБЛИЦА 21
ОСНОВНЫЕ ТЕХНИЧЕСКИЕ ДАННЫЕ ВАКУУМНЫХ НАСОСОВ
Показатели Тип иасоса
ARPW ДВН-1500 I ВН-300 РМК-3
Требуемый насос предвари- тельного вакуума ДВН-1500 ВН-300
Остаточное давленье, мм рт. ст Скорость откачки при 5-10~2 5-10-# 1 IO-3 НЮ-2 23
мм рт. ст., л/с 5000 1500 300 —
Допустимый перепад, мм рт ст. 5*, 20** 1 760 760
Диаметр всасывающего па- трубка, мм 500 260 160 125
* При длительной эксплуатации.
*♦ При кратковременной эксплуатации.
Для водорода ин. — 2,1 Пвозд-
Необходимо также учитывать сопротивление, созда-
ваемое фильтрами, переходниками и задвижками. Наи-
большие потери проводимости обычно отмечаются при
прохождении газа через фильтр.
В заключении рассмотрим вакуумную систему про-
мышленной печи для выплавки слитков диаметром 670—
870 мм (рис. 48). Она включает камеру с фильтром, ро-
тационные механические насосы типа ARPW и 2ДВН-
1500, механический масляный насос ВН-300, водоколь-
цевой насос РМК-3, задвижки и датчики для измерения
Рис. 49. Давление газа в камере
печи при первом (/) и втором (2)
переплавах
Рис. 50. Содержание водорода в про-
мышленных слитках сплавов ВТ1-00
(/), ВТ5 (2), ВТ6 (3)
вакуума. Основные технические данные вакуумных на-
сосов представлены в табл. 21.
Данная вакуумная система в диапазоне давлений от
Ь1СН до 3-10_ 1 мм рт. ст. обеспечивает откачку каме-
ры печи со скоростью около 4000 л/с. Потери в трубо-
проводах и фильтре незначительны. Вакуум во время
плавки первым и вторым переплавом при силе тока до
37 кА не превышает 10-1 мм рт. ст. (рис. 49), содержа-
ние водорода в слитках составляет менее 0,006%
(рис. 50).
Механические роторные насосы в наибольшей степе-
ни подходят для вакуумирования во время плавки та-
ких активных металлов, как титан. Применение паро-
масляных бустерных насосов или пароэжекторных на-
сосов значительно усложняет вакуумную систему и
приводит к насыщению металла активными газовыми
примесями вследствие миграции паров масла и воды из
насоса в зону плавления. Последовательное подсоеди-
нение нескольких роторных насосов позволяет получить
весьма низкие остаточные давления. Причем в этом
случае надежность работы вакуумной системы даже
при откачке загрязненных печных газов заметно воз-
растает.
Водокольцевой насос используют для предваритель-
ной откачки печи до давления 2—50 мм рт. ст. и ваку-
умирования масляного бачка механического насоса
[26]. До указанных давлений печь объемом 10 м3 отка-
чивается за 2—3 мин. При этом одновременно с возду-
хом из печи отсасывается пыль от предыдущей плавки.
При вакуумировании бачка механического насоса уда-
ляются пары воды из вакуумного масла, что резко по-
вышает эффективность работы насоса.
При этом откачиваемые газы, попадая в воду, ней-
трализуются. Таким образом, исключается выбрасыва-
ние паров масла и газов в окружающую среду цеха.
В результате условия обслуживания вакуумной системы
и дуговых печей значительно улучшаются.
Глава 4
ЗАКОНОМЕРНОСТИ
КРИСТАЛЛИЗАЦИИ СЛИТКОВ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ1
Кинетика кристаллизации и структура отливок опреде-
ляются составом сплава и условиями охлаждения при
затвердевании. Поскольку роль предварительного пере-
охлаждения при затвердевании слитков (больших масс
металла) пренебрежимо мала, анализ тепловых про-
цессов сводится по существу к определению скорости
и направления отвода тепла, обусловленного изменени-
ем теплосодержания металала при его кристаллизации
и охлаждении. Уравнение теплопроводности в случае
изменения агрегатного состояния в общем виде не ре-
шено. В связи с этим при решении задачи в каждом
конкретном случае вводятся допущения, обоснованные
экспериментами. Так, для отыскания решения предвари-
тельно задаются видом зависимости, характеризующей
изменение температуры по толщине корки затвердевше-
го металла. При этом температуру на поверхности слит-
ка и величины градиентов температур на границах кор-
ки твердого металла находят из условий теплообмена
затвердевающего слитка с окружающей средой и интен-
сивности теплового потока из жидкой ванны. Очевидно,
в случае монотонного изменения температуры в толщине
корки твердого металла рассчитанная при этом допуще-
нии величина ее среднего удельного теплосодержания,
необходимая для определения параметров кристаллиза-
ции, мало отличается от фактической. В результате рас-
чета с указанными допущениями получаются функцио-
нальные зависимости, связывающие параметры кристал-
лизации, которые с определенной точностью характери-
зуют реальный процесс затвердевания при данных
частных условиях. Такой подход, несмотря на известный
произвол при выборе допущений, позволил найти коли-
чественные закономерности кристаллизации для различ-
ных видов литья [1,3-7].
1 Авторы: М. И. Мусатов, В. И. Добаткин, В. В Тетюхин.
Эта же методика была применена нами при анали-
зе процесса кристаллизации титановых сплавов в усло-
виях вакуумной дуговой плавки с расходуемым элек-
тродом, а также при затвердевании в изложнице после
разливки из гарниссажного тигля.
При вакуумной дуговой плавке расплавление рас-
ходуемого электрода осуществляется электрической ду-
гой. Капли расплавленного металла стекают с расхо-
дуемого электрода в жидкую ванну, расположенную в
верхней части формирующегося слитка. Тепло отводит-
ся через боковую и донную поверхности слитка из-за
разности температур между этими поверхностями и
стенкой кристаллизатора, имеющей температуру, близ-
кую к температуре охлаждающей воды. Нижний торец
кристаллизатора закрыт водоохлаждаемым поддоном.
По мере расплавления расходуемого электрода возрас-
тает длина выпчавляемого слитка.
Скорость расплавления расходуемого электрода свя-
зана прямой зависимостью с силой тока (мощностью)
электрической дуги. На рис. 51 показано изменение ве-
совой скорости плавки от силы тока электрической дуги.
Зависимость между этими характеристиками близка
к линейной, что указывает на постоянство доли тепла,
выделяющегося в различных частях дуги при измене-
нии ее мощности. Часть тепла электрической дуги обо-
гревает верхний торец слитка, компенсируя тепловые
потери и предотвращая кристаллизацию на поверхности
жидкой ванны. Наличие обогрева позволяет изменени-
ем мощности электрической дуги регулировать скорость
поступления металла в жидкую ванну. Это дает воз-
можность осуществлять подачу металла со сравнитель-
Рис.
вой скорости плавки титано-
вых сплавов от силы тока
электрической дуги
Сим тока, к А
51. Зависимость весо-
но небольшой скоростью, соизме-
римой с весовой скоростью кри-
сталлизации при ограниченной
протяженности (глубине) жид-
кой ванны.
Совмещение этих двух проти-
воположных процессов с течени-
ем времени от начала плавки
должно привести к возникнове-
нию равновесия, при котором ко-
личество поступающего в ванну
и кристаллизующегося металла
равно. Такое равновесие дости-
гается тем быстрее, чем интенсивнее охлаждение слитка
и меньше скорость поступления жидкого металла в ван-
ну слитка. При очень высокой скорости поступления
(большой глубине лунки) и ограниченной длине слитка
равновесие может быть и не достигнуто. Процесс в этом
случае можно описать как промежуточный между не-
прерывным литьем и наполнительным литье:.: в излож-
ницу.
На стадии равновесия условия кристаллизации слит-
ка при вакуумной дуговой плавке в охлаждаемом кри-
сталлизаторе подобны условиям затвердевания слитка
при непрерывном литье: в обоих случаях происходит од-
новременное поступление металла в ванну и кристалли-
зация слитка.
Закономерности кристаллизации слитка при непре-
рывном литье изучены достаточно подробно. Однако их
нельзя непосредственно применять для определения па-
раметров кристаллизации при вакуумной дуговой плав-
ке из-за следующих причин:
1) вследствие воздействия электрической дуги для
вакуумной дуговой плавки характерен значительный
перегрев жидкого металла в верхней части кристалли-
зующего слитка;
2) при вакуумной дуговой плавке теплообмен слит-
ка с окружающей средой происходит в основном излу-
чением, тогда как при непрерывном литье большая
часть боковой поверхности слитка непосредственно ох-
лаждается водой.
Второе отличие усложняет математическую модель
процесса кристаллизации, поскольку температура боко-
вой поверхности слитка в условиях вакуумной дуговой
тавки оказывается не постоянной, как при охлажде-
нии слитка водой, а переменной, изменяющейся по вы-
соте слитка в поясе кристаллизации.
Общим для этих технологических процессов явля-
ется существование жидкой ванны в верхней части кри-
сталлизующегося слитка. Размеры и форма жидкой
ванны характеризуют условия кристаллизации и явля-
ются важнейшими показателями процесса затвердева-
ния как при вауумной дуговой плавке, так и при не-
прерывном литье слитков.
Что касается кристаллизации слитка, отлитого в из-
ложницу из гарниссажного тигля, то, как показано в
работе [9], определение параметров затвердевания
В этом случае может быть осуществлено с помощью из-
вестных преобразований формулы, определяющей глу-
бину жидкой ванны при вакуумной дуговой плавке с
учетом значительно меньшего перегрева расплава, свой-
ственного методу гарниссажной плавки [8].
1 РАЗМЕРЫ ЖИДКОЙ ВАННЫ
И ВРЕМЯ ЗАТВЕРДЕВАНИЯ СЛИТКА
Для фиксации глубины и формы жидкой ванны на раз-
личных стадиях процесса вакуумной дуговой плавки
Рис. 52. Изменение контура
жидкой ванны в процессе на-
плавления слитка диаметром
750 мм сплава ВТЗ-1 (сида то-
ка дуги 37 кА)
был использован метод радио-
активных индикаторов.
В качестве индикатора при-
менялся изотоп вольфрама с
атомной массой 185, который
является бета-излучателем с
периодом полураспада 73,2 дня.
Ампулы (цилиндрические
пакеты из алюминиевой фоль-
ги диаметром 10 мм и длиной
15—20 мм) с лигатурой алю-
миний •— молибден — титан —
вольфрам [17% (по массе)],
содержащей радиоактивный
вольфрам, вводили в осевую
зону слитков первого пере-
плава.
Рис. 53. Изменение относительной глуби-
ны жидкой ванны в зависимости от отно-
шения длины затвердевшей части слитка
к его диаметру:
1 — диаметр слитка 750 мм, сила тока ду-
ги 37 кА; 2 — диаметр слитка 550 мм, си-
ла тока дуги 25 кА; 3 — диаметр слитка
450 мм, сила тока дуги 15 кА
На рис. 52 показан профиль жидкой ванны в осевом
сечении слитка сплава ВТЗ-1 в различные моменты
плавки.
На рис. 52 следует, что по мере наплавления слит-
ка жидкая ванна углубляется. Величина углубления с
ростом длины слитка становится все меньше, при этом
форма и размеры жидкой ванны стабилизируется. Оче-
видно, при неизменной форме и размерах ванны весо-
вые скорости подачи металла в ванну и кристаллиза-
ции оказываются равными. Строго говоря, полная ста-
билизация ванны и равенство весовых скоростей
поступления и кристаллизации металла наступят толь-
ко при бесконечной длине слитка.
В конце плавки для выведения усадочной ракови-
ны в литниковой части слитка сила тока электрической
дуги снижается, что приводит к сокращению глубины
жидкой ванны. На рис. 53 показано изменение глубины
жидкой ванны в зависимости от длины слитка в на-
чальный период плавки и во время плавления на рабо-
чем режиме.
Из приведенной зависимости следует, что практичес-
ки глубина жидкой ванны стабилизируется при длине
полностью затвердевшей части слитка, приблизительно
равной его диаметру. Дальнейшее увеличение длины
слитка мало влияет на глубину жидкой ванны. При не-
прерывном литье алюминиевых сплавов стабилизация
жидкой ванны наступает приблизительно при таком же
значении отношения длины полностью затвердевшей ча-
сти слитка к его диаметру, которое, по-видимому, яв-
ляется общим для различных металлов и условий ох-
лаждения.
В большинстве случаев применяемые в промышлен-
ности параметры вакуумной дуговой плавки титановых
сплавов обеспечивают стабилизацию жидкой ванны.
Поэтому процесс затвердевания целесообразно оцени-
вать исходя из значений величины равновесной стаби-
лизированной глубины жидкой ванны, считая, что эта
величина в определенной мере характеризует и условия
затвердевания концевых объемов слитка, хотя фактиче-
ская глубина ванны меньше стабилизированной.
Ранее было показано [9], что глубина равновесной
ванны при вакуумной дуговой плавке цилиндрических
слитков может быть определена из уравнения
H = K(l—s)a; (1)
С 4“ С |
4рХ (/кр /н)
(2)
где Н— глубина ванны;
s—доля теплового потока по оси слитка
в поясе кристаллизации;
е—теплота кристаллизации;
с— теплоемкость;
/ж—средняя температура жидкого метал-
ла в поверхностном слое жидкой ван-
ны;
tKp— температура кристаллизации;
t„— температура боковой поверхности
слитка, где толщина корки затвердев-
шего металла равна половине радиу-
са слитка;
1— теплопроводность;
а=л7?2уцл—весовая скорость плавки;
Л—радиус слитка;
vn—скорость наплавления слитка;
у—плотность.
Для вычисления глубины стабилизированной ванны
необходимо наряду с табличными значениями теплофи-
зических величин и весовой скорости плавки расходуе-
мого электрода знать температуры боковой поверхно-
сти слитка и расплава в жидкой ванне, которые харак-
теризуют соответственно интенсивность охлаждения
слитка, степень перегрева жидкого металла в ванне
электрической дугой, а также долю осевого потока.
Рассмотрим, как связаны эти величины с основными
параметрами плавки.
Рис. 54. Зависимость температуры боковой поверхности слитка от крите-
рия Ф=СТ $ xfk
СОЛ
При вакуумной дуговой плавке теплообмен между
слитком и окружающей средой происходит в основном
излучением. В этом случае для определения темпера-
туры боковой поверхности слитка в поясе кристаллиза-
ции можно использовать изображенную на рис. 54 за-
висимость отношения температуры боковой поверхности
слитка к температуре плавления от безразмерного кри-
терия:
Ф = (3)
где С— приведенный коэффициент лучеиспуска-
ния [для титана С= (0,94-1,0) • 10~12 кал/
/(см2-с-К4];
7С0Л—температура солидус, К;
х—толщина затвердевшей корки металла
на данном уровне, см;
1— теплопроводность, кал/ (см • с-°C).
Подставляя x=RI2, где R— радиус слитка, можно
определить значение безразмерного критерия для дан-
ного сплава и размера слитка и с помощью зависимо-
сти, приведенной на рис. 54, найти температуру боко-
вой поверхности слитка на уровне, где толщина корки
затвердевшего металла равна половине радиуса.
Температура расплава в жидкой ванне является
сложной функцией различных параметров. Л. Н. Белян-
чнков1 предложил формулу для определения темпера-
туры перегрева расплава в поверхностных слоях ванны:
М = А^шах exp (— ₽D/7), (4)
где А/—среднее значение перегрева металла на по-
верхности ванны;
^•лах— максимальный перегрев;
Р— коэффициент, определяемый эксперимен-
тально;
/—сила тока дуги;
D—диаметр слитка.
Эту формулу, на наш взгляд, можно применять для
оценки температуры на поверхности ванны. А. П. Коря-
кин и Ф. И. Швед, проводя систематическое исследование
по измерению температуры жидкой ванны при ва-
1 Белянчиков Л. Н. Исследование технологических параметров
вакуумной дуговой плавки сплавов на железной основе. Автореф.
канд. дис. М., 1962.
куумной дуговой плавке сплавов на железной и никеле-
вой основе, получили линейную зависимость в коорди-
натах 1g Л/—D/I, что подтверждает правильность фор-
мулы (4). Вместе с тем формула (4) не учитывает ряд
факторов, влияющих на температуру металла в поверх-
ностных слоях ванны (отношение диаметра кристалли-
затора и расходуемого электрода, теплофизические
свойства металла и др.), поэтому ею можно пользо-
ваться только в ограниченном диапазоне параметров
плавки данного металла. Неучтенные параметры вклю-
чаются в величину коэффициента при показателе сте-
пени, который определяется экспериментально.
Измеренные нами температуры расплава при ваку-
умной дуговой плавке титановых сплавов показывают,
что в диапазоне параметров применяемых на практике,
температуру перегрева жидкого металла (°C) в поверх-
ностном слое ванны можно определять по формуле
М = 400 exp (-12DII), (5)
где D диаметр слитка, м;
/—сила тока дуги, кА.
Следующая величина, воздействующая на глубину
жидкой ванны, — доля осевого теплового потока в поя-
се кристаллизации для слитка данного сплава — опре-
деляется его диаметром и величиной весовой скорости
плавки. При кристаллизации в вакууме слитков тита-
на, а также мало- и среднелегированных титановых
сплавов доля осевого теплового потока может быть
найдена по формуле
s = 0,0015 (1 + 5D) (D/a)2, (6)
где D—диаметр слитка, м;
а— весовая скорость плавки, кг/с.
В промышленных условиях при выплавке слитков
диаметром 0,3—1,0 м отношение диаметра к весовой
скорости плавки составляет 1—3 м-с/кг. Эти величины
соответствуют весьма незначительной доле осевого теп-
лового потока, уменьшающей глубину ванны не более
чем на 10% в самом крайнем случае. Существующая
тенденция к повышению мощности (скорости плавки) в
еще большей степени уменьшает значимость этой вели-
чины.
Таким образом, с помощью уравнений (1) — (6), а
также зависимостей, изображенных на рис. 51 и 54,
ТАБЛИЦА 22
ГЛУБИНА СТАЦИОНАРНОЙ ВАННЫ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ РЕЖИМОВ ПЛАВКИ (СПЛАВ ВТЗ-1)
Диаметр слитка, мм Сила тока, кА Глубина ванны, мм
экспериментальная расчетная
350 25 1400 1650
450 15 900 770
550 25 1420 1430
750 37 2340 2170
можно однозначно определить глубину стационарной
ванны жидкого металла при заданной силе тока элек-
трической дуги, применяемой для выплавки слитков ти-
тановых сплавов данного диаметра.
Проведенное для нескольких режимов выплавки
слитков различных сечений сопоставление рассчитанной
и определенной экспериментально глубины стационар-
ной ванны (табл. 22) указывает на возможность приме-
нения данной методики для расчета.
При расчете были приняты следующие значения те-
пл офизических величин:
Скрытая теплота плавления е, кал/г ... 80
Удельная теплоемкость с, кал/г-град . 0,15
Теплопроводность, кал/см-с-град .... 0,05
Экспериментальные и аналитические исследования
показывают, что профиль жидкой ванны в осевом сечении
слитка достаточно хорошо описывается соотношением
1—Y = X2, (7)
где Y= h/H; X=d/D-,
d— диаметр сечения ванны на глубине h от зеркала
расплава;
Н, D— соответственно глубина стационарной жидкой
ванны и диаметр слитка.
На рис. 55 показан профиль жидкой ванны в осевом
сечении слитка, рассчитанный по формуле (7). Точками
обозначены экспериментальные данные для слитков раз-
личного диаметра.
Следует обратить внимание на отсутствие перегиба
профиля жидкой ванны, который наблюдается при непре-
рывном литье цилиндрических слитков алюминиевых
сплавов на расстоянии около 0,3 радиуса от периферии
слитка и объясняется свойствами круглого сечения [1, 2].
Причиной этого, по-видимому, является различный ха-
рактер изменения температуры боковой поверхности
слитка и условий ее охлаждения, а также наличие суще-
ственного перегрева расплава в жидкой ванне при ва-
куумной дуговой плавке.
Эти данные относятся к сравнительно невысоким ско-
ростям наплавления слитка. При повышении мощности
источника тока и скорости плавки становится заметным
изменение профиля лунки в связи с тем, что перегрев
расплава увеличивается не во всем объеме жидкой ван-
ны, а только в ее верхней части. Вследствие этого верхняя
часть ванны имеет форму, близкую к цилиндрической.
Изменение толщины корки затвердевшего металла по
глубине в этой части ванны показано на рис. 56. Толщи-
на корки затвердевшего металла в верхней части ванны
составляет 5—20 мм для слитков диаметром 450—750 мм,
выплавленных при силе тока дуги 15 и 37 кА соответст-
венно.
Высота верхней части ванны в слитках, выплавлен-
ных на различных режимах, показана в табл. 23.
При проведении плавок на дугу воздействовали маг-
нитным полем соленоида, намотанного на внешнюю по-
верхность кристаллизатора по всей его длине. При плав-
ках № 1—5 через соленоид пропускали знакопеременный
ток, а при плавке № 6 постоянный ток, причем сила тока
в обоих случаях была оди-
наковой. При плавках № 7 и
9 применяли также знакопе-
ременный ток, а при плавках
Рис. 56. Форма верхней части жид-
кой ванны слитков сплава ВТЗ-1:
а — слиток диаметром 450 мм. сила
тока 15 кА; б — слиток диаметром
750 мм. сила тока 37 кА
Рис. 55. Профиль жидкой ванны, рас-
считанной по формуле (7), и опытные
данные для слитков различного диа-
метра:
/ — 250 мм, 7=6 кА; 2 — 600 мм, /=
-12 ЛА; 3— 850 мм, 7=25 кА
ТАБЛИЦА 23
ВЫСОТА ВЕРХНЕЙ ЧАСТИ ВАННЫ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ДИАМЕТРА СЛИТКА И РЕЖИМОВ ЕГО
ПЛАВЛЕНИЯ
№ плавки Диаметр слитка, мм Величина тока дуги, кА Высота цилиндрической части ванны, мм
1 2 3 750 25 115 120 120
4 5 6 37 310 310 390
7 8 430 14 114 214
9 10 7 80,5 140
№ 8 и 10 постоянный, в 1,5 раза превышающий знакопе-
ременный.
Использование постоянного тока для питания солено-
ида приводит к увеличению высоты цилиндрической час-
ти жидкой ванны. Это увеличение становится большим,
если одновременно возрастает сила тока, проходящего
через соленоид. Повышение силы тока дуги, естественно,
увеличивает высоту цилиндрической части ванны, по-
скольку возрастает среднее значение температуры пере-
грева поверхностного слоя расплава и глубина распрост-
ранения перегретого металла.
Время полного затвердевания жидкой ванны при ва-
куумной дуговой плавке легко может быть получено из
найденных зависимостей. При установившемся режиме
плавки оно есть частное от деления глубины жидкой ван-
ны на линейную скорость наплавления слитка:
у[е+с(/ж—/кр (1 _s)/?2
= -1-----1-------?--Д---------. (8)
Цл 4X (/кр — fH)
Как следует из формулы (8), время полного затвердева-
ния не зависит от весовой скорости плавки. Влияние мощ-
ности электрической дуги, определяющей величину весо-
вой скорости плавки, сказывается через воздействие на
значения перегрева расплава и долю осевого теплового
потока.
Формулу (8) можно применять и для определения
времени затвердевания слитков, отливаемых в изложни-
цу. Отсутствие существенного перегрева при плавке в
гарниссажном тигле и большая весовая скорость залив-
ки металла в изложницу позволяют для этого случая
формулу (8) несколько упростить:
4Х
0,54
е
С Ккр--^н) .
(8а)
Выражение (8а) показывает, что время затвердевания
слитка определяется теплофизическими характеристика-
ми металла, интенсивностью теплоотдачи от слитка (тем-
пература боковой поверхности) и его радиусом. Весовая
скорость заливки металла в изложницу не оказывает
воздействия на продолжительность затвердевания.
Исходя из найденных зависимостей для цилиндриче-
ского слитка и подобия процессов вакуумной дуговой
плавки и непрерывного литья, глубина жидкой ванны
при выплавке слитков прямоугольного сечения может
быть найдена по формуле
в + С I ^Ж
Я =
^кр tn Л , ,,
--------I (1— s)yb^v„
Укр — ^н)
(9)
где b — половина толщины слитка.
Глубина жидкой ванны при выплавке слитков прямо-
угольного сечения имеет такую же функциональную за-
висимость от параметров плавки, что и для цилиндриче-
ского слитка. Изменение геометрической формы слитка
характеризуется изменением численного коэффициента.
2. СКОРОСТЬ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
И РАЗМЕР ПЕРЕХОДНОЙ ОБЛАСТИ
Линейная скорость кристаллизации, т. е. скорость про-
движения фронта раздела между твердой и жидкой фа-
зой, в установившихся условиях может быть легко полу-
чена из уравнения профиля стационарной ванны в осевом
сечении цилиндрического слитка:
vK 1 + 16№Ха, (10)
где оки vn— соответственно линейные скорости кристал-
лизации и наплавления слитка;
K=HID—конусность жидкой ванны (Н — глубина
ванны, D — диаметр слитка);
X—dJD—относительный диаметр жидкой ванны на
данном расстоянии от ее зеркала.
Из формулы (10) следует, что линейная скорость
кристаллизации возрастает в направлении от периферии
к центру слитка, где она оказывается равной линейной
скорости наплавления. При малых значениях конусности
жидкой ванны, т. е. при плоской чашеобразной ванне, ли-
нейная скорость кристаллизации для большей части сече-
ния слитка практически равняется скорости его наплав-
ления. С увеличением конусности правое слагаемое под-
коренного выражения становится значительно больше
единицы (за исключением области прилегающей к дну
жидкой ванны) и величина линейной скорости кристал-
лизации стремится к предельной:
цк.п=------4М/кр-<н) .. (11)
|е + с[tK — КР2 -
Для анализа процесса затвердевания удобно пользо-
ваться средней по сечению слитка линейной скоростью
кристаллизации. На рис. 57 показана зависимость сред-
ней линейной скорости кристаллизации от конусности
жидкой ванны. При небольшой конусности ванны величи-
на средней линейной скорости кристаллизации близка к
скорости наплавления слитка. С увеличением конусности
ванны средняя линейная скорость кристаллизации все в
большей мере отстает от скорости наплавления слитка и
ассимптотически приближается к средней предельной ско-
рости кристаллизации. Ниже показана зависимость от-
ношения фактической средней линейной скорости кри-
сталлизации к предельной в зависимости от конусности
жидкой ванны:
НЮ ... 0,1 0,25 0,5 1,0 2,0 5,0
рк/ик.п • 0,17 0,41 0,67 0,88 0,97 0,99
Уместно отметить, что реальная линейная скорость кри-
сталлизации в районе, прилегающем к центру цилиндри-
ческого слитка, близка к скорости его наплавления и мо-
жет быть выше предельной, но средняя по сечению слит-
ка линейная скорость кристаллизации в слитке ниже
предельной, хотя существенно приближается к ней при
конусности жидкой ванны больше единицы.
При выплавке слитков титановых сплавов на режи-
мах, принятых при их промышленном производстве, глу-
бина жидкой ванны превышает диаметр слитка, поэтому
для оценки скорости кристаллизации можно пользовать-
ся величиной средней предельной линейной скорости кри-
сталлизации, которая после подстановки соответствую-
щих значений в уравнение (11) определяется по формуле
%,к.п = 0,4Юсм/(; (12)
где D — диаметр слитка, см.
Таким образом, можно считать, что в реальных усло-
виях промышленной вакуумной дуговой плавки титано-
вых сплавов линейная скорость кристаллизации опреде-
ляется преимущественно диаметром выплавляемого слит-
ка и мало зависит от мощности электрической Дуги. При
заливке металла из тигля гарниссажной печи в изложни-
цу скорость ее заполнения на порядок превышает ско-
рость наплавления слитка в условиях вакуумной дуговой
плавки, поэтому значения линейной скорости кристалли-
зации слитка в еще большей мере будут приближаться
к предельным. Величину линейной скорости кристалли-
зации слитка, залитого в изложницу, можно определять
по формуле (12); при близких условиях охлаждения
(вакуум и применение массивной или водоохлаждаемой
изложницы) она зависит только от диаметра затвердева-
ющего слитка.
При кристаллизации сплавов, затвердевающих в ин-
тервале температур, из-за температурного градиента по
сечению слитка всегда имеется область, в которой металл
одновременно находится в твердом и жидком состоянии.
Часть этой зоны слитка, ограниченную непрерывным в
макроскопическом отношении фронтом кристаллизации
и изотермической поверхностью с температурой солидус,
Рис. 57. Зависимость средней
линейной скорости кристалли-
зации от конусности ваины:
1 — фактическая скорость кри-
сталлизации; 2 — скорость на-
плавления; 3 — предельная ско-
рость кристаллизации
Принято называть переходной областью. Расположение
переходной области в слитке в основном определяется
экспериментально. Однако в ряде случаев, в частности
при вакуумной дуговой плавке, измерить опытным путем
размеры переходной области чрезвычайно трудно. Точ-
ное аналитическое определение величины переходной об-
ласти также не может быть выполнено из-за отсутствия
решения задачи Стефана для реальных условий кристал-
лизации слитка.
А. И. Вейник [6] рассчитал ширину и высоту пере-
ходной области, допустив линейное распределение тем-
пературы в переходной области. Однако это допущение
грубое, поскольку не учитывает изменения темпа крис-
таллизации и соотношение твердой и жидкой фаз.
Для определения температурного поля внутри об-
ласти, в которой сосуществуют одновременно твердая и
жидкая фазы, рассмотрим процесс кристаллизации в
элементе объема цилиндрического слитка единичной вы-
соты. Обозначим градиент температуры на расстоянии г
от оси слитка через G, а на расстоянии r+dr— через
G+dG, тогда количество тепла, протекающее через ци-
линдрические поверхности радиусом г и r+dr за едини-
цу времени, Qi =—2nXGr, Q2=—2nk(G-\-dG) (r-^-dr).
Принимаем, что теплопередача осуществляется тепло-
проводностью. Поскольку твердо-жидкая область прони-
зана растущими кристаллами и находящийся в ней рас-
плав не принимает участия в циркуляции, происходящей
в жидкой ванне, это допущение не должно внести суще-
ственной погрешности.
За рассматриваемый отрезок времени во всем объеме
переходной области выделится количество тепла, про-
порциональное весовой скорости кристаллизации. Это
тепло пройдет через цилиндрическую поверхность, огра-
ничивающую переходную область со стороны полностью
затвердевшей корки (теплопередачей вдоль оси слитка
пренебрегаем), и составит
Q = — 2лЛб0 (R — х),
где Rnx—соответственно радиус слитка и толщина
полностью затвердевшей корки;
Go— градиент температуры на границе пере-
ходной области с полностью затвердевшей
коркой.
Примем, чго количество выделяющегося при кристал-
лизации тепла прямо пропорционально массе закристал-
лизовавшегося металла. Тогда в объеме переходной об-
ласти, ограниченном радиусами г и r+dr, также выде-
лится количество тепла прямо пропорциональное доле
закристаллизовавшегося в этом объеме металла dP. Со-
ставим уравнение теплового баланса:
Qz Qi= QdP.
Подставим значения и, пренебрегая величинами второго
порядка малости, получим
dG/G = [(R — х) Gof — И dr/r, (13)
где f=dPldt—темп кристаллизации, т. е. изменение до-
ли затвердевшего металла от темпера-
туры.
Уравнение (13) может быть проинтегрировано, если
темп кристаллизации не зависит от температуры. Исходя
из диаграмм состояния, при затвердевании в виде твер-
дых растворов доля затвердевшего металла внутри ин-
тервала кристаллизации может быть найдена по формуле
р =-----LzJhp---, (14)
1 — (1 _ ц.) е^р
где 0Пр = (/ ^солУ(^л Нол) (^л Нол
— температуры ликвидус и солидус);
р— отношение ширины концентрационного ин-
тервала кристаллизации при температурах
ликвидус и солидус.
Как видно из формулы (14), темп кристаллизации
(dPjdt) зависит от температуры, кроме случая, когда
р=1. Поэтому заменим уравнение (14) на уравнение
Р = 1 —±+Ео.
5
При этом ошибка в определении доли затвердевшего ме-
талла в переходной области не превышает 5%, если
0,5^р^2. Тогда
г__dP __ 4 + р,
~ dt 56Т ’
где —icon — температурный интервал кристалли-
зации.
Проинтегрируем уравнение (13) и определим величи-
ну переходной области из условий:
г — R — х — у, G = Gt;
г = R — x, G = G0,
где у— ширина переходной области;
Gx—температурный градиент на границе переход-
ной области и жидкой ванны;
1
У = (R - х) [1 - (GJG^-*™-1.
(15)
Для наиболее важного в практике случая, когда пере-
пад температуры в полностью затвердевшей корке значи-
тельно превышает перепад температур в переходной об-
ласти и жидкой ванне кристаллизующегося слитка, выра-
жение (15) может быть упрощено без существенного
снижения точности:
У 10(1 Gx/G0) Их (16)
У (4 + p)(l+G1/G0) Д/ ’ 7
где Л/=/Сол—tE, —• температура на боковой поверх-
ности слитка).
Заметим, что второй множитель правой части уравне-
ния (16) определяет ширину переходной области при ли-
нейном распределении температуры. Первый множитель
учитывает воздействие на размер переходной области
вида диаграммы состояния сплава, величины перегрева
расплава и доли твердой фазы, при которой происходит
образование непрерывного в микроскопическом отноше-
нии фронта кристаллизации.
С увеличением перегрева жидкого металла отноше-
ние градиентов на границах переходной области увели-
чивается, а величина переходной области уменьшается.
Поскольку теплопередача в жидком состоянии значи-
тельно интенсивней, чем в переходной области, то сле-
дует ожидать весьма малой величины переходной обла-
сти, даже при небольшом перегреве расплава. Большая
интенсивность теплопередачи от жидкой ванны к пере-
ходной области приводит к резкому изменению отноше-
ния температурных градиентов на границе переходной
области в момент снятия перегрева, что должно обеспе-
чить ее быстрый рост в этот промежуток времени.
Если же перегрев жидкого металла отсутствует, то
отношение градиентов Gi/G0 определяется долей твердо-
го металла, при которой образуется непрерывный фронт
кристаллизации. Это происходит, так показано в работе
[10], при весьма небольшой доле твердой фазы в переход-
ной области. Тогда, приняв Gi/Go=O,2, получим
7 8tx
4 + ц А/
(16а)
Повышение интенсивности охлаждения боковой по-
верхности слитка приводит к увеличению температурного
перепада с полностью затвердевшей корке и, следова-
тельно, к уменьшению размера переходной области. Од-
нако даже при бесконечно большой интенсивности теп-
лообмена слитка данного диаметра, когда температура
боковой поверхности слитка равна температуре охлади-
теля и ею можно пренебречь, ширина переходной обла-
сти является конечной величиной.
Влияние диаграммы состояния на размер переходной
области учитывается величиной температурного интерва-
ла кристаллизации и параметром р. Размер переходной
области больше для сплавов с широким температурным
интервалом кристаллизации и низкой температурой со-
лидус. Сплавы эвтектического типа (ц<1) имеют, как
правило, большую ширину переходной области, чем спла-
вы перитектического типа (р>1).
Рассчитанный размер переходной области удовлетво-
рительно совпадает с опытными данными, полученными
при измерении переходной области в слитках алюминие-
вых сплавов, отливаемых в кристаллизатор методом не-
прерывного литья.
Линейная скорость кристаллизации и размер переход-
ной области, хотя и являются весьма важными характе-
ристиками процесса затвердевания, но каждая из них не
определяет однозначно структурообразование металла
при его кристаллизации. Более строгая корреляция
структуры должна наблюдаться с величиной объемной
скорости кристаллизации, определяющей скорость фазо-
вых превращений, т. е. объем металла, претерпевшего
превращение за единицу времени в единице объема. Объ-
емную скорость кристаллизации найдем из выражения
иоб = GvK dP/dt,
где dPIdt—средний темп кристаллизации в двухфаз-
ной зоне;
G—средний температурный градиент в двух-
фазной зоне;
—линейная скорость кристаллизации.
Объемная скорость кри-
сталлизации является слож-
ной функцией, зависящей от
диаграммы состояния спла-
ва, размера слитка и пара-
метров плавки или литья.
Для сплава данного со-
става объемная скорость
Рис. 58. Изменение линейной и объ-
емной скорости кристаллизации по
сечению слитка в зоне установив-
шейся кристаллизации
кристаллизации пропорцио-
нальна скорости охлажде-
ния или приближенно отно-
шению линейной скорости
кристаллизации к размеру переходной области.
На рис. 58 показано, как изменяется объемная ско-
рость кристаллизации по сечению слитка в установив-
шийся период плавки для частного случая, когда глуби-
на жидкой ванны равна диаметру слитка. Величина
объемной скорости кристаллизации приблизительно оди-
накова в центральной части слитка и довольно резко воз-
растает при приближении к периферии. Для сравнения
на рис. 58 приведена кривая, показывающая, как изме-
няется по сечению линейная скорость кристаллизации,
величина которой в условиях нагрева открытой поверх-
ности слитка дугой и снижения температуры боковой по-
верхности по высоте слитка возрастает от периферии к
центру слитка. Величина объемной скорости кристалли-
зации данного сплава при одинаковых условиях охлаж-
дения оказывается обратно пропорциональной квадрату
диаметра слитка. Уменьшение температурного интерва-
ла кристаллизации приводит к увеличению объемной
скорости кристаллизации, а в случае затвердевания при
постоянной температуре объемная скорость кристалли-
зации становится численно равной линейной.
3. ФОРМЫ РОСТА ТВЕРДОЙ ФАЗЫ
ПРИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ РАСПЛАВА
Фазовая перекристаллизация титановых сплавов в твер-
дом состоянии создает существенные трудности при изу-
чении внутризеренной структуры, сформировавшейся в
процессе кристаллизации. На макро- и микрошлифах
можно определить величину и ориентировку зерен, но
невозможно различить ветви дендритов и другие элемен-
ты первоначального внутризеренного строения.
Рис. 59. Расположение в слитке ди-
аметром 750 мм сплава ВТЗ-1 зон
с различным типом кристаллизации:
1 — осевая зона плавающих ден-
дритов; 2 — ориентированные и не-
ориентированные дендриты; 3 —
ячеисто-дендритная зона; 4 — гру-
бые ячейки; 5 — тонкие ячейки
Для выявления форм
роста твердой фазы при кри-
сталлизации слитков тита-
новых сплавов в условиях
вакуумной плавки в металл
добавляли радиоактивный
изотоп вольфрама с атом-
ной массой 185 [2]. В соот-
ветствии с диаграммой состо-
яния, вольфрам в титановых
сплавах имеет равновесный
коэффициент распределения
больше единицы. Радиоак-
тивный вольфрам входил в
состав комплексной лигату-
ры в количестве 0,001% (по
массе). Лигатуру вводили
при прессовании расходуе-
мых электродов сплава
ВТЗ-1 стандартного расчет-
ного состава по другим ком-
понентам. Слитки получали
методом двойной вакуумной
плавки.
На радиограмме, полу-
ченной в макротемплете
продольного осевого сечения
слитка, можно различить
четыре структурные зоны:
1. Периферийная зона с
ячеистой структурой; в ней
следует выделить область с
тонкими ячейками, которая
плавно переходит в область
с грубыми ячейками.
2. Зона с ячеисто-ден-
дритной структурой.
3. Зона с ориентирован-
ными (в направлении тепло-
отвода) и неориентирован-
ными дендритами, включа-
ющая область перехода от
столбчатой кристаллизации
к равноосной.
4. Осевая зона взвешенных дендритов.
На рис. 59 дано масштабное изображение пределов
распространения указанных структурных зон, получен-
ное при обработке радиограмм продольных диаметраль-
ных шлифов слитков диаметром 750 мм сплава ВТЗ-1.
В нижней части слитка, простирающейся от донного
торца до дна стационарной ванны, преобладает ячеистая
зона. Остальные структурные зоны появляются в цен-
тральной части слитка на расстоянии около половины
диаметра от донника. В части слитка с установившимся
процессом кристаллизации ячеистая зона распространя-
ется от поверхности до половины радиуса, занимая соот-
ветственно 70—75% объема. Ячеисто-дендритная зона
занимает в этой части 8—10% объема, зона ориентиро-
ванных и неориентированных дендритов 12—13% и осе-
вая зона взвешенных дендритов — около 5%.
В верхней половине слитка при переходе со стацио-
нарного процесса плавления и затвердевания на режим
выведения усадочной раковины установившееся соотно-
шение изменяется в сторону постепенного уменьшения
доли ячеистой зоны до 30% и соответственно увеличения
доли остальных зон, в частности зоны ориентированных
и неориентированных дендритов до 35—50% и ячеисто-
дендритной до 20%. Непосредственно литниковая часть
слитка высотой 0,15—0,30 диаметра слитка (от литни-
кового торца) представлена в основном последними дву-
мя зонами. Характерные структуры зон кристаллизации
слитка приведены на рис. 60.
В поверхностном слое толщиной 10—20 мм элементы
структуры практически не различимы. Структура начи-
нает быть явно похожей на ячеистую, когда расстояние
между границами ячеек достигает 0,5 мм и более. Ячей-
ки вытянуты в направлении теплоотвода и перпендику-
лярны четко обозначенным в периферийной зоне слитка
изотермам кристаллизации. По мере удаления от поверх-
ности (рис. 61) слитка диаметром 750 мм ширина ячеек
возрастает с 1,0 до 2,7 мм. По границам грубых ячеек
наблюдаются светлые участки, явно обедненные изото-
пом. Область грубых ячеек постепенно переходит в ячеи-
сто-дендритную зону. В пределах этой зоны остается
строгая ориентировка границ ячеек и осей первого поряд-
ка дендритов вдоль направления теплоотвода и появля-
ется новый признак — дендритная сетка. Причем оси вто-
рого порядка имеют очень тонкое строение и ориентиро-
Рис. 60. Структура зон
различных типов кри-
сталлизации (слиток ди-
аметром 750 мм сплава
ВТЗ-1):
а — тонкие ячейки; б —
грубые ячейки; в — яче-
исто-дендритная струк-
тура; г — ориентирован-
ные и неориентирован-
ные дендриты; д — «пла-
вающие» дендриты
Рис. 61. Изменение размеров элементов структуры кри-
сталлизации в направлении от боковой поверхности к
оси слитка
ваны параллельно изотермам кристаллизации в этой
зоне. Расстояние между осями второго порядка несколь-
ко увеличивается в направлении к оси слитка.
Ячеисто-дендритная зона при дальнейшем продвиже-
нии к оси слитка переходит в зону ориентированных и не-
ориентированных дендритов. Если первые две зоны пред-
ставляют собой пример ярко выраженного направлен-
ного затвердевания, то эта зона свидетельствует о
переходе к объемно-последовательной кристаллизации.
Преобладающей ориентировкой осей первого порядка
остается направление теплоотвода, что свидетельствует
о наличии фронта кристаллизации и о его продвижении
к оси слитка вплоть до начала зоны взвешенных дендри-
тов. Вместе с тем на фоне более или менее направленной
структуры выделяются отдельные дендриты или целые
колонии дендритов, ориентированных произвольно. Этой
зоне (особенно в литниковой части слитка) соответству-
ют самые крупные дендритные образования. Большин-
ство осей I порядка имеет длину в пределах 10—20 мм,
некоторые из них достигают длины 30—35 мм. Расстоя-
ние между осями второго порядка здесь больше, чем в
предшествующей зоне, и находится в пределах 0,9—
1,1 мм.
Формирование этой зоны наиболее наглядно просма-
тривается в литниковой части слитка, а именно в верхнем
поясе последней равновесной лунки после перехода на
режим усадочной раковины (рис. 62).
После перехода на режим выведения усадочной ра-
ковины перед фронтом кристаллизации появляется мно-
жество оформившихся центров кристаллизации в виде
очень мелких дендритов. На рис. 62 они отмечены стрел-
ками. В направлении к оси слитка размеры их возраста-
ют, что косвенно говорит об увеличении ширины
двухфазной области перед фронтом кристаллизации.
Одновременно с этим источником свободных дендритов
действует и другой — кристаллизация на открытой по-
верхности лунки. Свободные дендриты в расплав погру-
жаются вследствие большей плотности твердой фазы при
температуре кристаллизации.
В связи с тем, что свободные дендриты зарождаются
и растут при малой скорости охлаждения, для них ха-
рактерны большие расстояния между осями второго по-
рядка (более 1 мм).
Свободные дендриты поглощаются надвигающимся
на них фронтом кристаллизации, причем некоторые из
них могут служить кристаллическими затравками для
ориентированных в направлении теплоотвода дендритов
(см. рис. 62, б).
В осевой зоне количество свободных дендритов уве-
личивается и на первой стадии преобладающей становит-
ся схема объемного затвердевания. Для этой области ха-
рактерно очень слабое переохлаждение; кристаллические
зародыши возникают в расплаве, а также попада-
ют в него, опускаясь из более высоких горизонтов. Имен-
но такой механизм образования и роста центров кристал-
лизации был подтвержден специальным опытом, в кото-
ром после выплавки лабораторного слитка сплаваВТЗ-1
диаметром 150 мм с предварительным вводом в расхо-
дуемый электрод изотопа 185W в ванну опускали круглую
диафрагму из вольфрамовой пластины толщиной 1 мм.
Диафрагма разделяла ванну на два изолированных друг
от друга объема — верхний и нижний (рис. 63). Радио-
графирование продольного диаметрального сечения слит-
Рис. 62. Характер кристаллиза-
ции в зоне ориеитироваииых и
неориентированных дендритов
в литниковой части слитка при
переходе на режим выведения
усадочной раковины:
а — неориентированные дендри-
ты перед фронтом затвердева-
ния (стрелками указаны сво-
бодные дендриты); б—колония
свободных дендритов перед
фронтом кристаллизации, из ко-
торых растет направленный
дендрнт (обозначен стрелкой)
ка показало, что в каждом из изолированных друг от
друга объемов ванны возникли свои взвешенные ден-
дриты, опустившиеся в виде конуса на диафрагму и' в
Рис. 63. Образование центров кристал-
лизации в осевой зоне слитка:
/ и 2 — изолированные друг от друга
объемы ванны; 3— диафрагма из воль-
фрамовой пластинки
донную часть ванны.
Дендриты в осевой зо-
не имеют небольшие раз-
меры и хорошо оформ-
ленные толстые ветви.
Расстояния между осями
II порядка увеличивают-
ся в направлении от от-
крытой поверхности лун-
ки к ее дну на участке
выведения усадочной ра-
ковины. Это иллюстриру-
ется графиками, пред-
ставленными на рис. 64.
С удалением от зеркала
расплава в глубь ванны
уменьшается температур-
ный градиент и соответ-
ственно возрастает шири-
на зоны переохлаждения,
так что увеличение рас-
стояния между осями II
порядка по мере продви-
Рассгтяние между осями Л порядка^, мм
Рис. 64. Расстояние между осями
II порядка «плавающих» дендритов
в осевой части слитка в зависимо-
сти от их положения в вание, за-
фиксированной перед окончанием
плавки:
/ — 90 мм от оси слитка; 2—140 мм;
3 — 200 мм; / и 2 — диаметр слитка
430 мм; 3 — диаметр слитка 750 мм
жения к донной части лунки можно связать именно с
этим параметром. Отсутствие видимых усадочных рых-
лот и пор говорит о том, что дендриты не образуют же-
сткий каркас, изолированы друг от друга прослойками
маточного расплава, а компенсация усадки при его за-
твердевании не вызывает затруднений. Каркас создает
ся при встрече взвешенного дендрита с основным фрон-
том кристаллизации.
Типичный взвешенный дендрит представлен на рис. 65
(схема), а его размеры (определялись с привлечением
оптического и микрорентгеноспектрального методов) —
в табл. 24.
Все описанные закономерности, установленные для
слитка диаметром 750 мм, справедливы и для слитка
диаметром 430 мм с той лишь разницей, что у не-
го при стационарном процессе затвердевания отсутству-
ет зона взвешенных дендритов и осевая часть имеет ячеи-
стую или ячеисто-дендритную структуру. Взвешенные
дендриты появляются в осевой части последней ванны
только при выведении усадочной раковины. Все разме-
ры элементов структуры кристаллизации — расстояния
между осями II порядка дендритов — у слитков диамет-
ром 430 мм значительно меньше, чем у слитков диамет-
ром 750 мм.
Рис. 65. Схематическое изображение взвешенного деидрита в осевой
части слитка диаметром 430 мм, выявленного специальной термообра-
боткой шлифа: закалкой с 1030° С в воду, старением прн 600° С в тече-
ние 5 ч:
1 — точки определения состава металла, окружающего дендрит; 2—
точки определения состава осей I порядка; 3, 4— совокупность точек
определения состава осей И порядка и межосевых промежутков.
Стрелками указано направление сканирования зоида
ТАБЛИЦА 24
РАЗМЕРЫ ВЗВЕШЕННЫХ ДЕНДРИТОВ В ОСЕВОЙ ЗОНЕ СЛИТКОВ
ДИАМЕТРОМ 430 СПЛАВА ВТЗ-1, ПОДВЕРГШИХСЯ ИССЛЕДОВАНИЮ
СОСТАВА НА МИКРОАНАЛИЗАТОРЕ
Размеры различных элементов дендрита, мкм
Условный номер дендрита о (о) I (III) 6 3(Ш) 1
— — •— kJ -2м
1 4145 935 610 410 770 550 560 610 1510 1000 490 460
2 3500 610 915 915 560 — — — 560 —
3 5290 600 770 710 710 740 590 570 600 — — — —
Средние значения 4500 715 755 776 680 645 575 570 590 1510 1000 490 460
Оценим эффективность различных факторов при фор-
мировании структуры в слитке. На рис. 61 показано, как
изменяются по сечению слитка параметры структуры, во
многом определяющие свойства и однородность литого
металла. Огрубление кристаллической структуры (уве-
личение расстояния между осями I и II порядков) про-
исходит одновременно с увеличением скорости продви-
жения фронта кристаллизации в направлении от боковой
поверхности к оси слитка.
Как уже отмечалось выше, скорость продвижения
фронта затвердевания в цилиндрических слитках при
ВДП не соответствует величине и характеру изменения
скорости охлаждения из-за свойства круглого сечения,
а также значительного перегрева расплава не только в
зоне контактного пояса, но и в большей части объема
лунки. Вместе с тем огрубление структуры с удалением
от боковой поверхности хорошо согласуется с уменьше-
нием скорости охлаждения, которая равна произведению
линейной скорости кристаллизации на температурный
градиент. Поскольку для сплава данного состава ско-
рость охлаждения прямо пропорциональна объемной
скорости кристаллизации, можно сделать заключение,
что полученные экспериментальные данные подтвержда-
ют положение о прямой зависимости степени измельче-
ния внутридендритной структуры от величины объемной
скорости кристаллизации.
Исследования Тиллера, Раттера, Пласкетта и Вайн-
гарда [12—14] показали, что тот или иной тип крис-
таллизации определяется для сплава данного состава
величиной G/vK или G/]^ ук (где G — температурный
градиент, a vK — линейная скорость кристаллизации).
Причем первая величина характеризует переход плос-
кого фронта кристаллизации в ячеистый, а второй пере-
ход ячеистого фронта в ячеисто-дендритный и далее в
дендритный (рис. 66). Для случая кристаллизации ци-
линдрического слитка в условиях вакуумной дуговой
плавки, как уже было показано ранее, температурный
градиент в переходной области уменьшается в направ-
лении от периферии к центру, и линейная скорость воз-
растает в этом же направлении. Отношение этих вели-
чин растет от оси к краю слитка.
Величина G/|/uK в рассматриваемом случае обратно
пропорциональна корню квадратному из диаметра слит-
ка, т. е. с увеличением диаметра слитка в осевой его ча-
сти вероятность появления дендритной структуры повы-
шается.
При кристаллизации металла, залитого в изложни-
цу из гарниссажного тигля, в силу характерных осо-
бенностей этого вида плавки и литья нельзя достигнуть
существенного перегрева расплава. Следовательно, ве-
личина температурного градиента в переходной области
будет ниже, чем при вакуумной дуговой плавке (в верх-
ней части жидкой ванны).
В результате в слитках, полученных из гарниссаж-
ной печи, преобладает дендритная форма кристалли-
зации.
Рис. 66. Критические усло-
вия затвердевания для об-
разования в сплаве олова
со свинцом [12J:
а — ячеистой границы раз-
дела твердой и жидкой
фаз; б — ячеистой и ден-
дритной форм; Д —дендри-
ты; Яч — ячейки; I — верх-
няя граница перехода; II —
иижияя граница перехода
4. ЛИКВАЦИЯ
Как известно, под ликвацией понимают нарушение
однородности состава слитка или отливки в результате
кристаллизации металла. Причиной этого нарушения яв-
ляются неравновесные условия кристаллизации, связан-
ные с неполнотой диффузии внутри твердой фазы и меж-
ду твердой и жидкой фазами в процессе затвердевания.
Вследствие этого возможно появление химической неод-
нородности в микрообъемах (так называемой дендрит-
ной ликвации) и в макрообъемах. В последнем случае
различают зональную ликвацию, заключающуюся в мо-
нотонном неравномерном распределении легкоплавких
составлящих по сечению отливки, и местную ликвацию,
проявляющуюся в локальном нарушении химической од-
нородности металла в части объема слитка.
В слитках титановых сплавов в основном изучали зо-
нальную ликвацию [9]. Систематические сведения о
микронеоднородности в пределах дендритов и местной
ликвации практически отсутствовали. Причиной этого,
как уже отмечалось, была трудность выявления структу-
ры первичной кристаллизации из-за фазового превраще-
ния в твердом состоянии.
В настоящем разделе описаны результаты исследова-
ния распределения компонентов сплава в объеме слит-
ков, в которых структура кристаллизации фиксировалась
с помощью радиоактивных изотопов. Кроме того, в раз-
дел включены полученные в последнее время результаты
исследования распределения легирующих компонентов в
слитках, выплавленных на повышенной силе тока дуги,
а также отлитых в изложницу после гарниссажной
плавки.
Микронеоднородность определяли по следующей ме-
тодике: на макротемплетах слитков сплава ВТЗ-1, выплав-
ленных с введением радиоактивного изотопа вольфрама,
выбирали интересующий объект исследования, вырезали
образец, который затем подвергали термообработке (на-
грев до температуры 1030° С, закалка в воду, старение
при температуре 600° С в течение 5 ч) для выявления
дендритной структуры, готовили шлифы, травили, марки-
ровали (иглой) оси первого и второго порядка, повторно
полировали образцы для удаления рельефа травления;
1 Раздел написан авторами совместно с Н. Ф. Аношкинь'М.
ТАБЛИЦА 25
МИКРОНЕОДНОРОДНОСТЬ В СЛИТКАХ СПЛАВА ВТЗ-1
Тип структуры Диаметр слитка, мм - Степень микронеоднородности, доли
А1 Мо Сг Fe
Тонкие ячейки 450 0,029 0,062 0,027 0,056
750 0,029 0,123 0,053 0,095
Грубые ячейки 450 0,032 0,174 0,088 —
750 0,034 0,189 0,107 0,063
Взвешенные денд- 450 0,029 — 0,161 0,140
риты 750 0,047 0,236 0,122 0,200
проводили микрорентгеноспектральный анализ образцов
(вдоль меток) с помощью электронного микроанализато-
ра фирмы «Камека». Локальность определений не превы-
шала 6- 8 мкм2. Сканирование проводили по траверсе
между ранее проставленными отметками или вдоль за-
данной маркировкой линии. Скорость сканирования
варьировали в пределах 7—200 мкм/мин. В ячеистой зо-
не направление сканирования было перпендикулярно на-
правлению роста ячеек. В зоне ориентированных и не-
ориентированных дендритов и в осевой зоне взвешенных
дендритов зонд пересекал концы оси первого порядка и
следовал вдоль нее, последовательно пересекая оси вто-
рого порядка и междуосные промежутки (см. рис. 65).
Расчетный состав исследованных слитков сплава
ВТЗ-1 следующий: 6,8% А1, 2,4% Мо, 1,5% Сг, 0,4% Fe,
0,33% Si, остальное — титан.
При исследовании определяли наибольшую и наимень-
шую концентрации элементов для каждого типа структу-
ры кристаллизации. Для компонентов с коэффициентом
распределения меньше единицы наименьшая концентра-
ция наблюдалась в центре осей ячеек или дендритов, а
наибольшая — на их границах. Компоненты, повышаю-
щие температуру плавления титана, наоборот, имели
наибольшую концентрацию в центре осей ячеек или ден-
дритов и наименыпу ю на границах. В табл. 25 проведе-
ны степени микронеоднородности в различных зонах
слитков диаметром 450 и 750 мм сплава ВТЗ-1.
Степень микронеоднородности определяли как отно-
шение разности между максимальной и минимальной
концентрациями к средней концентрации данного компо-
нента. Результаты исследования микронеоднородности
показали, что оси ячеек и дендритов обеднены компонен-
тами, имеющими коэффициент распределения меньше
единицы (хром, железо), и обогащены молибденом. Кон-
центрация алюминия в осях ячеек или дендритов не-
сколько выше, чем на границах.
В пределах ячеистого типа кристаллизации развитие
рельефа фронта кристаллизации приводит к увеличению
различия в содержании легирующих компонентов в осях
и на границах. При переходе к дендритной форме роста
различие в концентрации увеличивается по сравнению с
ячеистым типом кристаллизации. Увеличение диаметра
слитка приводит, как правило, к повышению степени мик-
ронеоднородности металла. Возможно, что эти различия
связаны с недостаточной точностью метода исследования
при уменьшении объема микроликвации.
Существование при кристаллизации объемов метал-
ла, отличающихся по химическому составу, предопреде-
ляет возможность развития зональной и местной ликва-
ции, которая заключается в перемещении на значитель-
ное расстояние жидкой и твердой фаз. Ранее [1] были
указаны три разновидности механизма зональной лик-
вации:
1) движение твердых кристаллов в расплаве;
2) взаимодействие между расплавом и ликватом, ко-
торый находится на границе раздела между фазами;
3) перемещение ликвата в кристаллическом скелете
при восполнении усадки кристаллизации.
При затвердевании больших объемов металла дейст-
вуют все три разновидности механизма ликвации. Одна-
ко степень воздействия каждого различна в зависимости
от конкретных условий сопутствующих процессу кристал-
лизации и вида диаграммы состояния сплава. Преобла-
дание какого-либо механизма приводит к возникновению
того или иного вида ликвации.
В слитках титановых сплавов, выплавленных в ваку-
умных дуговых печах, была обнаружена прямая зональ-
ная ликвация [9], которая состояла в обогащении лег-
коплавкими составляющими центра и литника слитка,
а также в соответственном обеднении этих частей слитка
тугоплавкими составляющими сплава. Механизм ликва-
ции был истолкован как процесс вымывания маточного
расплава из переходной области, т. е. преобладала вто-
рая разновидность механизма зональной ликвации по
приведенной выше классификации.
В настоящем разделе описаны результаты экспери-
ментального исследования распределения легирующих
компонентов и примесей в слитках различных диаметров,
выплавленных методом вакуумной дуговой плавки при
существенно большей, чем ранее, силе тока дуги, а также
полученные заливкой металла в изложницу из гарнис-
сажного тигля. В качестве объекта исследования был
выбран сплав ВТЗ-1, как наиболее типичный из группы
серийных среднелегированных сплавов с достаточно
большим температурным интервалом кристаллизации.
На рис. 67 показано распределение хрома и молибде-
на в среднем по высоте сечении слитков диаметром 350—
750 мм, выплавленных при различных значениях силы
тока дуги.
Как следует из приведенных данных, с увеличением
диаметра слитка и повышением при этом силы тока элек-
трической дуги степень зональной ликвации несколько
возрастает, но этот рост незначителен. В данном случае
можно говорить о тенденции повышения степени зональ-
ной ликвации с увеличением диаметра слитка. При оди-
наковом диаметре слитка изменение силы тока электри-
ческой дуги также не оказывает воздействия на степень
зональной ликвации. В табл. 26 приведены результаты
Рис. 67. Распределение хрома и молибдена в среднем по высоте сечении
слитков сплава ВТЗ-1:
1 — 0 750 мм, 1 — 37 кА; 2— 0 550 мм, 1 — 37 кА; 3—0 550 мм, 1 — 25 кА;
4 — 0 350 мм, 1 — 12 кА; 5 — 0 350 мм, 1 — 7,3 кА
ТАБЛИЦА 26
ХИМИЧЕСКАЯ ОДНОРОДНОСТЬ СЛИТКОВ СПЛАВА ВТЗ-1,
ВЫПЛАВЛЕННЫХ ПРИ РАЗЛИЧНОЙ СИЛЕ ТОКА ДУГИ
Элемент Сила тока дуги, кА X G
% абс.
Молибден 12 2,62 0,18 0,07
20 2,70 0,17 0,06
25 2,67 0,16 0,06
Хром 12 1,79 0,15 0,08
20 1,83 0,12 0,06
25 1,85 0,11 0,06
Примечание, х — среднее арифметическое; о — среднеквад-
ратическое отклонение; Vx — коэффициент вариации.
исследования химического состава в зоне установившей-
ся кристаллизации слитков сплава ВТЗ-1 диаметром
350 мм, выплавленных при различной силе тока электри-
ческой дуги. При плавках напряженность магнитного по-
ля соленоида, питаемого постоянным током, уменьшалась
пропорционально увеличению силы тока электрической
дуги для того, чтобы сохранить неизменной скорость дви-
жения металла в ванне, которая зависит от произведе-
ния этих величин. Объем выборки на каждый вариант
составлял 40 проб.
Как следует из данных табл. 26, коэффициент вариа-
ции, характеризующий степень зональной ликвации, не
изменяется для слитков, выплавленных при различной
силе тока дуги.
На рис. 68 и 69 показано распределение хрома в слит-
ках сплава ВТЗ-1, один из которых был выплавлен в ва-
куумной дуговой печи, а другой получен разливкой в
изложницу из гарниссажного тигля. Показанное на
рис. 68 распределение хрома ' является типичным для
компонентов с К<11. Донная часть слитка обеднена ком-
понентом, далее к литнику содержание компонента уве-
личивается. В сечениях слитка, включающих контур
жидкой ванны, которая существовала в последний мо-
мент плавки, и зону установившей кристаллизации, со-
держание хрома несколько увеличивается от периферии
к оси слитка. В ряде случаев, как например в слитке диа-
метром 550 мм, выплавленном при силе тока дуги 25 кА
(см. рис. 67), в зоне установившейся кристаллизации со-
держание хрома при продвижении от периферии к оси
слитка сначала уменьшается до значений, меньших сред-
него содержания в сечении, а затем увеличивается. При-
чем содержание компонента в осевой части слитка пре-
вышает его концентрацию в периферийной части. В об-
ласти слитка, непосредственно прилегающей к оси,
наблюдается теденция к снижению содержания хрома.
Распределение хрома в слитке, который затвердевал
в изложнице после разливки из гарниссажного тигля, бо-
лее равномерное, чем в слитках, полученных вакуумной
дуговой плавкой в кристаллизаторе как по сечению, так
и по высоте. В средней части слитка обнаружено неболь-
шое уменьшение концентрации хрома в направлении от
периферии к оси слитка.
Распределение компонентов с К> 1 в слитках тита-
новых сплавов является зеркальным изображением по
отношению к описанному распределению хрома. Имею-
щиеся экспериментальные данные показывают, что меха-
низм вымывания маточного расплава из переходной об-
ласти и вызываемая им прямая зональная ликвация яв-
ляются преобладающими при вакуумной дуговой плавке
в широком диапазоне значений силы тока дуги.
Основным фактором,
определяющим степень зо-
нальной ликвации, является
перемешивание расплава в
жидкой ванне. Уменьшение
Рис. 68. Содержание хрома в слит- Рис. 69. Содержание хрома в слит-
ке сплава ВТЗ-1 (диаметр 350 мм, ке диаметром 300 мм сплава ВТЗ-1,
сила тока дуги при плавке 20 кА), полученном заливкой в изложницу
выплавленном без выведения уса- в гарниссажной печи:
дочной раковины а _ лнтннк; б _ середина. е „ дон.
ник
силы тока в обмотке соленоида постоянной полярности,
ответственного за перемешивание металла в ванне, поз-
волило несколько уменьшить степень прямой зональной
ликвации. Прямая зональная ликвация полностью исчез-
ла и даже появилась тенденция обратной ликвации в
слитках сплава ВТЗ-1, отлитых в изложницу из гарнис-
сажного тигля.
При анализе явлений, вызывающих прямую или об-
ратную зональную ликвацию [11, 15] в слитках сплавов
на основе различных металлов, было установлено, что
характер (знак) ликвации определяется величиной усад-
ки при затвердевании и интенсивностью движения рас-
плава в кристаллизующемся слитке. Эти два фактора
оказывают противоположное воздействие на перемеще-
ние расплава в переходной области, и от преобладания
того или иного из них будет зависеть направление пре-
имущественного движения ликвирующего компонента
сплава. Если преобладает процесс вымывания расплава
из переходной области, то имеет место прямая зональная
ликвация. Если доминирующим оказывается процесс
подпитки ликватом усадки кристаллизации, то возника-
ет обратная ликвация.
Поскольку величина усадки при затвердевании дан-
ного сплава постоянная, а интенсивность движения рас-
плава в кристаллизующемся слитке, полученном залив-
кой в изложницу из гарниссажного тигля, значительно
меньше, чем при выплавке методом вакуумной дуговой
плавки в кристаллизаторе, можно говорить о подтверж-
дении установленной закономерности изменения степени
и знака зональной ликвации.
Для случая выплавки слитков в условиях вакуумной
дуговой плавки в кристаллизаторе можно представить
следующий характер изменения химического состава
кристаллизующегося слитка.
Рассмотрим, как будут изменяться по объему слитка
концентрации компонентов, имеющих коэффициент рас-
пределения меньше единицы, полагая, что компоненты
с К> 1 дадут обратную картину.
При вакуумной дуговой плавке одновременно проис-
ходит подача жидкого металла в ванну и его кристалли-
зация. Если с каплями в каждый момент времени в жид-
кую ванну поступает одинаковое количество рассматри-
ваемого компонента сплава, то с увеличением длины
выплавляемого слитка система будет стремиться к рав-
новесию. Очевидно, такое равновесие, как и описано вы-
ше, приведет к достижению установившейся кристалли-
зации и появлению равновесной жидкой вапны.
В случае характерного для титановых сплавов (из-за
сравнительно небольшой усадки при затвердевании) пре-
обладания процесса вымывания расплава из переходной
области в донной части слитка произойдет обеднение за-
кристаллизовавшегося металла ликвирующими компо-
нентами и обогащение этими компонентами жидкой ван-
ны. Концентрация ликвирующих компонентов в ванне по
мере наплавления слитка стремится к величине, которая
определяется интенсивностью взаимодействия расплава
с ликватом, находящимся в переходной области. Если
принять, что интенсивность вымывания лнквата оцени-
вается величиной коэффициента /Сж, подобного коэффи-
циенту распределения (но для макроскопических объе-
мов), то, очевидно, концентрация ликвирующего компо-
нента в жидкой ванне в условиях равновесия будет
равна отношению расчетной концентрации данного ком-
понента в сплаве к средневзвешенному по поверхности
кристаллизации значению этого коэффициента (/Сжср)-
Величина коэффициента Кх изменяется на различных
уровнях жидкой ванны в зависимости от интенсивности
движения расплава и характеристических особенностей
переходной области. Очевидно, в каждой точке поверх-
ности кристаллизации концентрация ликвирующего ком-
понента может быть найдена из уравнения
С Кх
Поскольку при продвижении в глубь ванны по поверх-
ности кристаллизации следует ожидать приближения
коэффициента Кх к единице из-за уменьшения интенсив-
ности движения металла, концентрация ликвирующего
компонента в области установившегося равновесия бу-
дет возрастать в направлении от периферии к центру
слитка. Такой характер изменения содержания хрома
и наблюдался в слитках сплава ВТЗ-1 (см. рис. 67 и 68).
При выключении дуги в слитке фиксируется объем ме-
талла с повышенным содержанием ликвирующего ком-
понента, который соответствует объему жидкой ванны в
последний момент плавки.
Некоторое воздействие на распределение легирующих
компонентов и примесей оказывают обнаруженные при
исследовании с помощью радиактнвных изотопов рзво
Шейные Дендриты, находящиеся в объеме жидкой ванны.
Взвешенные дендриты имеют пониженное по сравнению с
окружающим расплавом содержание ликвирующего ком-
понента; если плотность взвешенных дендритов больше
плотности расплава, то они осаждаются на дно ванны,
понижая этим концентрацию ликвирующего компонента
по оси слитка. Эта разновидность ликвации может быть
как зональной, так и местной в зависимости от количе-
ства и величины взвешенных кристаллов. В слитках вы-
соколегированных титановых сплавов, например в спла-
ве титана с 30% Мо, размер изолированных взвешенных
дендритов может достигать 10 мм, а иногда и более; в
этом случае и создается характерная местная лик-
вация.
Что касается параметров плавки, их воздействие на
степень зональной ликвации в слитках титановых спла-
вов должно оцениваться с точки зрения влияния на ин-
тенсивность движения металла в жидкой ванне кристал-
лизующего слитка.
Диаметр выплавляемого слитка при прочих эквива-
лентных условиях не оказывает влияния на интенсив-
ность движения металла в ванне, и поэтому степень зо-
нальной ликвации мало изменяется в зависимости от
диаметра слитка.
Наибольшее влияние на интенсивность движения ме-
талла в жидкой ванне при вакуумной дуговой плавке в
кристаллизаторе оказывает величина произведения силы
тока электрической дуги на напряженность магнитного
поля, создаваемого соленоидом. С целью снижения сте-
пени зональной ликвации величина этого произведения
должна быть уменьшена, лучше всего до нуля. Однако
сила тока электрической дуги и напряженность магнит-
ного поля соленоида являются важными параметрами
плавки, воздействующими также на производительность
плавильной печи, степень проплава боковой поверхности
слитка, стабильность и безопасность плавки. Поэтому не-
обходимо находить оптимальные значения этих парамет-
ров с учетом влияния на все указанные выше характери-
стики.
Наиболее действенным приемом уменьшения интен-
сивности движения расплава в жидкой ванне в настоящее
время следует считать применение соленоида, через ко-
торый пропускается электрический ток, полярность ко-
торого периодически изменяется. Такой соленоид стаби-
лизирует электрическую дугу и не производит раскручи-
вания металла.
Для подавления ликвации, связанной с образованием
взвешенных дендритов, понижают силу тока дуги. Так,
при выплавке слитков титана с 30% Мо диаметром
350 мм уменьшение силы тока дуги с 14 до 8 кА позволи-
ло полностью устранить ликвацию такого типа.
Проведенные В. В. Тетюхиным, В. Н. Курановым и
Ю. И. Денисовым радиографическое и микрорентгено-
спектральное исследования слитков диаметром 570 и
750 мм сплава ВТЗ-1 позволили впервые для титановых
сплавов выявить тип ликвации, который достаточно
подробно описан в работе [16] для стальных слит-
ков и отливок и известный под названием внеосевая
V-образная ликвация. Этот тип ликвации проявляется на
радиограмме продольного сечения слитка (рис. 70 и 71)
в виде светлых прерывистых «шнуров» в центральной ча-
сти сечения, находящихся на расстоянии 50—150 мм от
оси слитка и наклоненных к ней под углом 50 -20° (угол
наклона уменьшается в направлении от донной и литни-
ковой части слитка). Длина «шнуров» — 30—200 мм, их
толщина 2—7 мм. Центральная часть слитка с признака-
ми «шнуровой» неоднородности распространяется почти
по всей высоте слитка, исключая донную часть высотой
500 мм (при общей длине слитка 3800 мм).
Описанные признаки V-образной ликвации в явной
форме были обнаружены в слитках диаметром 550
(в литниковой части) и 750 мм (почти по всей длине
слитка). Отдельные элементы тахой неоднородности, ее
начальные формы обнаружены в литниковой части слит-
ков диаметром 450 мм.
Оформленные «шнуры» длиной более 30—50 мм
встречаются только в зоне ориентированных и неориен-
тированных дендритов, ближе к границе с осевой зоной.
В осевой зоне взвешенных дендритов наблюдаются ло-
кальные сгустки ликвата (светлые участки на радио-
грамме) вытянутой формы длиной 10—30 мм. Как четко
выраженные «шнуры», так и локальные вытянутые уча-
стки ориентированы под углом к оси слитка (вершина
угла направлена к донному торцу), повторяя контур ниж-
ней части жидкой ванны. По мере наплавления слитка
донная часть ванны из пологой превращается в более
островершинную. В соответствии с этим изменяется и
угол наклона «шнуров» к оси слитка — от 50 до 15—20е.
Рис. 70. Фоторадиограммы продольного диаметрального сечения слитка
диаметром 750 мм сплава ВТЗ-1 с признаками V-образной ликвации. Рас-
стояние от дна:
а — 645 мм; б — 3470 мм
Рис. 71. Фоторадиограмма участка осевой зоны сечения слитка 0 750 мм
сплава ВТЗ-1 с признаками V-образной ликвации. В зоне ориентированных и
неориентированных дендритов видны «шнуры», в осевой зоне взвешенных
дендритов — локальные сгустки ликвата
Состав металла в «шнурах», определенный микрорент-
геноспектральным методом (6,8% А1; 1,6% Мо; 1,75% Сг;
0,50% Fe; 0,44% Si; остальное — титан), практически
идентичен составу ликвата в междуосных промежутках
дендритов и значительно отличается от среднего содер-
жания элементов в центральной части сечения слитка
(6,8% А1; 2,1% Мо; 1,5% Сг; 0,4% Fe; 0,32% Si; осталь-
ное— титан).
Разумеется, источником местной неоднородности, к
которой относится обнаруженный тип ликвации, являет-
ся дендритная ликвация. Однако равномерно образую-
щийся во всем затвердевающем объеме ликват, во-пер-
вых, должен транспортироваться в определенном на-
правлении, а во-вторых, удерживаться в значительных
замкнутых объемах. Большие объемы могут образовы-
ваться только в более или менее жестком дендритном
скелете в результате его деформации или разрушения.
«Шнуры» образуются в слитках диаметром 750 мм в
цилиндрическом объеме радиусом не более 150 мм. В тех
местах, где центральная зона взвешенных дендритов за-
нимает все это пространство, «шнуров» нет, так как в
этой подвижной массе, состоящей из мелких дендритов
(2—5 мм), «плавающих» в маточном растворе и не свя-
занных жестко между собой, не может быть протяжен-
ных усадочных разрывов, а местные надрывы могут сра-
зу «залечиваться» благодаря хорошей подпитке сверху.
Степень расхождения химического состава при мест-
ной ликвации, если рассматривать ее на фоне среднего
состава того объема (осевой части слитка диаметром
300—350 мм), где она проявляется, не превышает степе-
ни зональной ликвации, за исключением молибдена, со-
держание которого в «шнурах» отличается от среднего
на 20—25 % (отн).
В отличие от стальных слитков локальная зональная
ликвация в слитках из титановых сплавов (например,
ВТЗ-1) не сопровождается образованием эвтектики, вы-
делением неметаллических включений (типа сульфидов,
карбидов, карбонитридов и т. д.), интерметаллидов, не
выявляется с помощью стандартных методов металло-
графического исследования и анализа состава сплава, не
приводит к появлению несплошностей или разрушению
металла при деформации.
Тем не менее местная ликвация типа V-образной вне-
осевой неоднородности усугубляет общую неоднород-
ность литого металла, что следует учитывать при разра-
ботке технологических процессов изготовления слитков,
заготовок и полуфабрикатов.
5. УСАДОЧНЫЕ ЯВЛЕНИЯ
ПРИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ слитков
Усадочные процессы при кристаллизации металла изу-
чали на слитках, выплавленных в вакуумных дуговых
печах без выведения усадочной раковины. Кроме того,
изучали расположение усадочной раковины в слитках,
полученных в гарниссажной печи при заливке в массив-
ную изложницу. Ниже приводятся результаты этих ис-
следований, а также исследований, выполненных ранее
[9]-
На рис. 72 показана макроструктура литниковых осе-
вых темплетов слитков диаметром 350 мм сплава ВТЗ-1,
выплавленных при различной силе тока электрической
дуги. Усадочная раковина, представляющая совокуп-
ность отдельных ячеек и пор, расположена внутри кону-
са, основанием которого служит литниковый торец слит-
ка, а вершина расположена на оси слитка. Угол при осно-
вании конуса не зависит от силы тока дуги при плавке
и равен около 40°. Исследования показали, что усадоч-
ная раковина в слитках других диаметров, выплавлен-
ных при различной силе тока дуги, всегда располагается
внутри конуса именно с таким углом при основании.
Большой конус плавно (примерно с 0,6—0,7 высоты, от-
считанной от основания конуса) переходит в малый с бо-
лее острым углом при вершине. В слитке, выплавленном
при силе тока дуги 25 кА, малый конус в свою очередь
переходит в осевую прерывистую усадочную пористость,
протяженность которой в вертикальном направлении до-
стигает глубины жидкой ванны.
Со стороны литникового торца слитка усадочная ра-
ковина изолирована коркой плотного металла — мостом.
Литниковый торец слитка вогнут; величина стрелы про-
гиба в районе оси слитка зависит от его диаметра и дав-
ления газа во внутреннем объеме печи в период оконча-
ния плавки. С повышением диаметра слитка величина
стрелы прогиба увеличивается от 4—6 мм для слитков
диаметром 350 мм до 10—14 мм для слитков диаметром
850 мм. Увеличение давления газа в печи также приво-
дит к увеличению стрелы прогиба. Толщина моста в ос-
новном зависит от диаметра, увеличиваясь с 10—40 мм
для слитков диаметром 350 мм до 20—40 мм для слит-
ков диаметром 450—850 мм. На рис. 73 показано, что с
повышением давления газа в печи толщина моста уве-
личивается.
Представление о величине абсолютного и относитель-
ного (к объему жидкой ванны) объемов усадочной рако-
вины в слитках, полученных вакуумной дуговой плав-
кой, дает табл. 27.
рис. 72. Макроструктура слитков диаметром 350 мм сплава ВТЗ-1 Сила тока
при плавке: 12 (с) и 25 (б) кА
ТАБЛИЦА 27
ЗАВИСИМОСТЬ АБСОЛЮТНОГО И ОТНОСИТЕЛЬНОГО ОБЪЕМА
УСАДОЧНОЙ РАКОВИНЫ ОТ ДИАМЕТРА СЛИТКА И СИЛЫ ТОКА ДУГИ
Диаметр слитка, мм Сила тока дуги, кА Объем ванны, дм3 Объем раковины, дм3 Относительны й объем раковины, %
350 6,3 13,8 0,164 1,20
350 12,3 25,5 0,295 1,16
450 12,3 38,8 0,384 0,99
450 23,0 73,0 0,560 0,78
Объем лунки рассчитывали по формуле, которая может
быть легко получена из уравнения профиля жидкой
ванны:
V = 0,5л/?2Я,
где 7? и Я — соответственно радиус слитка и глубина
ванны.
Объем усадочной раковины определяли, заливая ее
водой при торцовке слитка. Из данных табл. 27 следует,
что с повышением силы тока дуги и диаметра слитка аб-
солютный объем усадочной раковины возрастает, а отно-
сительный уменьшается. Это уменьшение можно объяс-
нить тем, что увеличение скорости плавки приводит к
возникновению пор, объем которых в эксперименте не
учитывался.
Указанные выше результаты исследования формы
усадочной раковины и расположения ее в слитках, полу-
ченных вакуумной дуговой плавкой, в основном справед-
ливы и для слитков, отлитых в изложницу в гарниссаж-
ной печи. На рис. 74 показана макроструктура осевых
темплетов слитков цилиндрического диаметром 280 мм
и прямоугольного размером 200Х630Х 1100 мм, получен-
ных заливкой расплава в изложницу из гарниссажного
тигля. Расположение усадочной раковины в литниковой
части слитка, залитого в изложницу, идентично располо-
жению раковины в слитке вакуумной дуговой плавки.
Осевая пористость в слитках, залитых в изложницу, про-
стирается на большую часть их высоты. В прямоугольных
слитках пористость рассредоточена в осевой плоскости,
параллельной большим граням.
Механизм образования усадочной раковины не отли-
чается от традиционного [17, 18] и описан в нашей ра-
14-404 209
-2-10 1 2 3
Igp(p-давление В печи, ммрт. ст.)
Рис. 73. Зависимость толщины
моста от давления в печн пос-
ле окончания плавки. Слиток
диаметром 350 мм, сила тока
дуги при плавке 12 кА
Рис. 74. Макроструктура цилиндрического слитка диаметром 280 мм (а) и
слитка прямоугольного сечения размером 200X 630 мм (б), отлитых в гарнис-
сажиой печи
боте [9]. Основные положения его сводятся к следую-
щему.
После отключения дуги при вакуумной дуговой плав-
ке или после заливки металла в изложницу при гарнис-
сажной плавке на поверхности ванны образуется короч-
ка затвердевшего металла, в результате чего дальнейшая
кристаллизация происходит в замкнутом объеме. Жид-
кий металл претерпевает усадку, уровень ванны пони-
жается, корочка под действием собственной массы и дав-
ления газа при наличии последнего в объеме печи проги-
бается внутрь. В ходе дальнейшей кристаллизации
толщина корочки увеличивается и достигает прочности,
при которой ее прогиб прекращается. В этот момент про-
исходит отрыв расплава от корочки и образуются первые
ячейки усадочной раковины. Последующая усадка жид-
кого металла и понижение его уровня при одновременном
увеличении толщины затвердевшей корки сопровож-
дается отрывом закристаллизовавшегося слоя от рас-
плава в других местах, на более низких горизонтах. Кри-
сталлизация не приводит к образованию усадочной ра-
ковины в нижней части ванны вследствие непрерывной
подпитки при кристаллизации расплавом. Конец затвер-
девания и появление последней ячейки усадочной рако-
вины происходят в термическом центре — по оси слитка.
Если жидкая ванна в вертикальном направлении имеет
очень большую протяженность, то вдоль оси слитка воз-
никает усадочная пористость. Это объясняется отсутстви-
ем расплава, необходимого для подпитки усадки кри-
сталлизации. При очень большой глубине жидкой ванны
осевая пористость может возникнуть и при наличии жид-
кого металла в ванне.
Вероятность образования пористости в этом случае
связана с размерами переходной твердо-жидкой обла-
сти, которая затрудняет подпитку расплавом усадки кри-
сталлизации. Наибольший размер переходная область
имеет в осевой части слитка, где наиболее вероятно воз-
никновение пористости.
Как уже отмечалось, для выведения усадочной рако-
вины мощность дуги в конце плавки плавно снижают.
Правильно выбранный режим выведения усадочной ра-
ковины позволяет получать плотные слитки без дефек-
тов усадочного происхождения. Продолжительность ре-
жима выведения усадочной раковины должна быть не
менее времени, необходимого для полного затвердевания
слитка, которое вычисляют по формуле (8). Очевидно,
осевая усадочная пористость, имеющая протяженность,
большую, чем глубина жидкой ванны, не может быть
устранена при выведении усадочной раковины.
При выплавке титановых сплавов еще не накоплен
достаточный опыт, позволяющий установить критерий
получения плотных слитков различных сечений, что свя-
зано с недостаточной мощностью источников электриче-
ского питания печей для плавки слитков большого диа-
метра. Однако на основании имеющихся результатов, а
также по аналогии с непрерывным литьем других метал-
лов можно считать, что вероятность образования порис-
тости в слитках данного сплава определяется величиной
конусности жидкой ванны во время плавки, т. е. отношени-
ем глубины ванны к диаметру слитка. Для каждого спла-
ва величина конусности ванны не должна превышать не-
которой величины, в противном случае в слитке может
возникнуть осевая усадочная пористость. Это условие
ограничивает мощность электрической дуги или величи-
ну весовой скорости плавки при получении слитков дан-
ного диаметра. В слитках диаметром 350 мм сплава
ВТЗ-1 микропористость наблюдалась при скорости плав-
ки, равной 20 кг/мин. На рис. 75 показана микрострук-
тура образца с усадочной порой, отобранного от этого
слитка.
Таким образом, анализ усадочных явлений, происхо-
дящих при кристаллизации металла, выявил противоре-
чие между стремлением увеличить весовую скорость
Рис. 75. Микроструктура образца с усадочной порой. Слиток диа-
метром 350 мм сплава ВТЗ-1, выплавленный при силе тока 25 кА
плавки для повышения производительности плавильных
печей и требованиями к качеству металла, ограничиваю-
щими весовую скорость плавки с целью получения плот-
ных слитков. Оптимальная скорость плавки может быть
найдена с учетом каждого из этих факторов. Для всех
промышленных титановых сплавов скорость плавки ре-
комендуется принимать не ниже тех значений, при кото-
рых достигается численное равенство глубины ванны
и диаметра слитка. Для некоторых сплавов эти значения
могут быть существенно превышены, по крайней мере до
трехкратного отношения глубины жидкой ванны к диа-
метру слитка. В указанных пределах оптимальную ско-
рость плавки целесообразно выбирать в зависимости от
состава сплава и его температч рного интервала кристал-
лизации с последующей проверкой качества слитка.
Усадочную раковину, если она не содержит в своей
полости газов и не выводится на поверхность механиче-
ской обработкой слитков, можно достаточно надежно за-
варивать при высоких степенях пластической деформа-
ции. Вопрос о допустимости использования слитков с
усадочной раковиной не рассматривается в настоящей
главе. Он должен решаться в зависимости от назначения
изделий, марки сплава, схемы деформации изделий.
Для изделий ответственного назначения следует счи-
тать обязательным устранение усадочной раковины и
предупреждение возникновения пористости. С этой
целью при вакуумно-дуговой плавке с расходуемым элек-
тродом, а также при электроннолу чевой, плазменной и
электрошлаковой плавках необходимо выводить усадоч-
ную раковину путем снижения мощности источника тока
в конце плавки по рассчитанной программе. При литье
слитков из гарниссажной печи (непрерывно или в излож-
ницу) необходим подогрев с помощью независимого
источника тепла верхней торцовой части слитка с тем,
чтобы температура металла, независимого от скорости
литья, была выше температуры ликвидус.
Во всех случаях для предотвращения осевой порис-
тости необходимо выбирать скорость литья не выше кри-
тической, т. е. такой, выше которой образуется пористость
вследствие увеличения высоты переходной области в
средней части слитка.
Глава 5
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА
ЛИТОГО МЕТАЛЛА1
Хорошо известно, что качество полуфабрикатов в боль-
шой степени определяется качеством литого металла.
Поэтому для выбора оптимальной технологии изготовле-
ния слитков титановых сплавов важно изучить законо-
мерности изменения структуры слитков в зависимости
от состава сплава, режимов плавления и кристаллизации,
а также взаимосвязь структуры и механических свойств.
1. макроструктура слитков
Исследования с помощью обычной металлографии по-
казывают, что макроструктура как лабораторных, так
и промышленных слитков титана и его сплавов анало-
гична структуре, образующейся при кокильном литье
других металлов и сплавов, т. е. когда от стенок кри-
сталлизатора растут столбчатые кристаллы, а централь-
ная область слитка состоит из равноосных зерен. - -
При анализе макроструктуры слитков титана и его
сплавов по высоте можно выделить три основные зоны,
две из которых — литниковая и донная — формируются
в неустановившихся условиях плавки и одна — средняя—
в установившихся. В реальных слитках (особенно боль-
шого диаметра, выплавленных при высокой силе тока)
средняя зона может быть незначительной по высоте или
вовсе отсутствовать, и тогда за донной частью слитка
непосредственно следует литниковая.
Зона столбчатых кристаллов в донной части слитка
имеет форму, близкую к конусу, а высота ее зависит
главным образом от соотношения теплоотвода через
поддон и боковые стенки кристаллизатора. В реальных
слитках эта зона составляет примерно две трети диамет-
ра, хотя в значительной мере ее форма и размеры кри-
сталлов зависят от состава сплава и условий теплоотво-
Авторы: Г. А. Бочвар, В. В. Тетюхин, Е. П. Чистяков.
да. Структура части слитка, кристаллизующейся в уста-
новившихся условиях (при которых количество затвер-
девшего металла равно количеству поступившего в ванну
жидкого металла), характеризуется наличием перифе-
рийной зоны столбчатых кристаллов и центральной зоны
равноосных зерен.
Как было выявлено методом радиографии (см. гл. 4),
область столбчатых кристаллов включает периферийную
зону с ячеисто-дендритной структурой. Область равноос-
ных зерен состоит из дендритов, включая взвешенные
дендриты.
Общепризнано, что столбчатые кристаллы образуют-
ся в условиях направленного затвердевания при наличии
перегрева и значительных температурных градиентов в
расплаве. При этом, как показали исследования Уолтона
и Чалмерса [1], в зоне столбчатых кристаллов ( в случае
дендритной кристаллизации) имеется преимущественная
ориентировка — направление дендритного роста для ме-
таллов с о. ц. к. и г. ц. к. решеткой совпадает с направ-
лением <100>, а для металлов с г. п. у. решеткой —
с направлением <210>.
Свободные кристаллы, зарождающиеся и растущие
в объеме расплава (перед фронтом транскристаллиза-
ции), останавливают транскристаллизацию в момент,
когда число и размеры свободных кристаллов становятся
сравнимыми с числом и поперечными размерами столб-
чатых кристаллов на границе фронта с расплавом [2].
На рис. 76 и 77 показано изменение размеров зерен
в направлении теплоотвода (гд) и поперечном (гп) на-
правлении по сечению слитков диаметром 430 и 750 мм.
Отношение этих величин характеризует степень вытяну-
тости зерен (коэффициент формы К$).
У крупных слитков (d=750 мм) начало резкого
уменьшения коэффициента формы (с 2,0 до 1,0) совпада-
ет с ячеисто-дендритной зоной, у слитка диаметром
430 мм — с областью грубых ячеек и ячеисто-дендритной
зоной, т. е. той, в которой по сравнению с ячеистой возра-
стает степень концентрационного переохлаждения.
Таким образом, для среднелегированных титановых
сплавов типа ВТЗ-1 с большим количеством примесей
можно говорить не о зоне непрерывных столбчатых кри-
сталлов, а о зоне зерен с той или иной степенью ориенти-
ровки, изменяющейся от Кф=3 у поверхности слитка до
/($= 1 на расстоянии */§ 7? от оси слитка.
Специально поставленными экспериментами, в кото-
рых варьировались размеры слитков, величина тока,
плотность тока в плоскости зеркала ванны, напряжен-
ность магнитного поля соленоида и интервал кристалли-
зации сплава, были выявлены факторы, наиболее эффек-
тивно влияющие на ширину периферийной части столб-
чатой зоны. Ширина зоны непрерывных столбчатых кри-
сталлов прямо пропорциональна плотности тока; обратно
пропорциональна напряженности постоянного магнит-
ного поля соленоида (или обратно пропорцинальна ин-
тенсивности движения расплава) и уменьшается с увели-
чением интервала кристаллизации сплава или, точнее,
с увеличением концентрации примеси сЛф<1, так как
в рассматриваемых системах эти два параметра связа-
ны между собой.
Если учесть, что повышение плотности тока приводит
к увеличению перегрева и росту температурного гради-
ента в расплаве, увеличение интенсивности его движе-
ния—к снижению температурного градиента, а повыше-
ние содержания примеси с /(<1 — к увеличению степени
концентрационного переохлаждения, то станет оче-
видным. что формирование столбчатой зоны в слитках
ВДП подчиняется тем же закономерностям, что и в слит-
ках, полученных другими способами литья.
В зависимости от того,
выводилась ли усадочная
раковина (путем снижения
силы тока) при выплавке
Расстояние от оси сит
Рис. 76. Величина и форма зериа
в слитке диаметром 430 мм. спла-
ва ВТЗ-1. Исследуемое сечение на-
ходится на высоте 500 мм от дон-
ного торца
Рис. 77. Величина и форма зерна
в слитке диаметром 750 мм сплава
ВТЗ-1 Исследуемое сечение нахо-
дится иа высоте 1000 мм от донно-
го торца
слитка или нет, структура литниковой части имеет раз-
личный вид.
При выведении усадочной раковины верхняя часть
слитка обогревается теплом дуги небольшой мощности,
и перегрев жидкого металла снимается постепенно. В ре-
зультате в центре лунки образуются крупные равноос-
ные зерна, а у литниковой поверхности — небольшая
зона столбчатых кристаллов (рис. 78).
Если выведение усадочной раковины не производится,
то в литниковых частях слитков наряду с появлением
фронта столбчатых кристаллов, растущих от открытой
поверхности, образуется зона столбчатых кристаллов,
растущих из глубины лунки (рис. 79). Образование этой
зоны может быть вызвано «осветлением» верхней области
жидкой ванны вследствие того, что зарождающиеся кри-
сталлы перемещаются сверху вниз из-за разницы в плот-
ностях.
Мелкозернистый конус, образующийся вследствие
этого, особенно четко выявляется в слитках, содержащих
молибден, но он характерен и для крупных слитков дру-
гих титановых сплавов. Химический анализ металла ко-
нуса слитка диаметром 850 мм сплава ВТ 14 и слитка
диаметром 600 мм сплава ВТЗ-1 выявил повышенное (на
0,2—0,3%) содержание молибдена по сравнению с други-
ми структурными зонами, причем содержание молибдена
возрастает от вершины к основанию конуса. Очевидно,
в слитках титановых сплавов в определенных условиях
развивается ликвация по плотности вследствие обогаще-
ния осаждающихся кристаллов молибденом. Изучение
при небольших увеличениях структуры мелкозернистого
конуса в слитках высоколегированных титановых спла-
вов позволяет обнаружить дендритное строение зерен.
Повышенная твердость осей этих дендритов подтвержда-
ет присутствие молибдена в зарождающихся и осаждаю-
щихся кристаллах.
В слитках сплавов без молибдена не удалось устано-
вить какой-либо закономерности в распределении леги-
рующих элементов и примесей в мелкозернистом
конусе.
Иногда такой структурный конус, хотя и в менее от-
четливой форме, обнаруживается в крупногабаритных
слитках, выплавленных с выведением усадочной ракови-
ны. Это свидетельствует о том, что зарождение кристал-
лов в лунке может происходить не только на поверхности
Рис. 78. Макроструктура титанового слитка диаметром 350 мм сплава ВТ22
расплава — усадочные полости, но и в объеме жидкой
ванны.
При повышении скорости плавки и соответственно
глубины лунки возможность зарождения и роста крис-
таллов в объеме лунки увеличивается. Зона «взвешен-
ных» кристаллов в этом случае становится типичной
структурной зоной центральной части сечения слитка.
Радиографическое исследование не оставляет сомнений
в том, что в центре слитка обнаруживаются именно
«взвешенные» (перемещавшиеся в расплаве) дендриты.
Как показало исследование слитков различных спла-
вов и диаметров, размер зерна (в том числе поперечный
размер столбчатых кристаллов) определяется в основ-
ном тремя факторами (рис. 80 и 81): величиной тока ду-
ги, интервалом кристаллизации (составом сплава) и
расстоянием от боковой поверхности слитка.
Авторы работы [3] экспериментально установили
прямую зависимость перегрева поверхности ванны над
Рис. 79. Макроструктура литникового темплета слитка диамет-
ром 350 мм сплава ВТ22, выплавленного без выведения усадоч-
ной раковины
точкой ликвидус от величины тока дуги при ВДП стали
ШХ15 в кристаллизаторе диаметром 260—280 мм. Уве-
личение тока дуги с 3,6 до 6 кА вызывает увеличение
перегрева со 100 до 300° С (Тж=1440—1450°С).
Аналогичная зависимость выявлена при выплавке
стальных слитков и слитков титановых сплавов диа-
метром 200—350 мм [4]. Увеличение силы тока на дуге
с 5 до 12 кА сопровождалось повышением температуры
максимального перегрева поверхностных слоев ванны
со 130 до 210° С.
Таким образом, однозначно доказано, что с ростом
сиры тока дуги растет степень перегрева зеркала рас-
плава и верхнего слоя жидкого металла в лунке. В
свою очередь чем выше перегрев расплава, тем полнее
проходят процессы дезактивации примесей, тем мень-
ше центров кристаллизации при затвердевании после
снятия перегрева и тем, следовательно, крупнее зерно,
что и подтверждено экспериментально (см. рис. 80).
Степень перегрева определяет число потенциальных
центров кристаллизации в единице объема затверде-
вающего расплава при гетерогенном зародышеобразо-
вании. Возможность превращения потенциальных цент-
ров кристаллизации в кристаллиты связана с величи-
ной концентрационного переохлаждения (скоростью
роста зародышей) и шириной переохлажденной облас-
ти (числом развившихся зародышей в единице объема
перед фронтом кристаллизации). Этим объясняется
уменьшение величины зерна с увеличением интервала
кристаллизации сплава (точнее с увеличением концент-
рации примеси с А<1, которое для выбранных систем
сплавов совпадает с ростом интервала кристаллизации)
и удалением от боковой поверхности слитка (рис. 80 и
81). Зерно укрупняется с уменьшением скорости крис-
таллизации (или увеличением времени пребывания ме-
талла в лунке в жидком состоянии).
На первый взгляд, эти факторы должны однозначно
определить размер зерна. В действительности
количественная зависимость величины зерна в слитках,
полученных методом ВДП, от основных параметров
плавления и затвердевания довольно сложна. Наиболее
строго, даже при варьировании в широком диапазоне
токовыми режимами плавки, определена зависимость
величины зерна от диаметра слитка. Рис. 82 иллюстри-
рует практически линейное увеличение среднего разме-
Рис. 80. Зависимость величины зерна от силы тока и
расстояния от боковой поверхности слитков
Интервал кристаллизации, it (равновесной), °C
Рис. 81. Зависимость величины зерна от интервала кристалли-
зации (или концентрации элементов с К<1) (ХЮ) для слитка
диаметром 430 мм при слое тока 15 к
Рис. 82. Зависимость величины
зерна (диаметр равновесных зе-
рен и поперечный размер
столбчатых кристаллитов) от
диаметра слитка сплавов ВТ9
(разброс значений величины
зерна по сечению слитка) и
ВТЗ-1 (средний размер зерна в
сечении). Исследовано среднее
по высоте сечение слитка
Рис. 83. Макроструктура слитков сплава ВТЗ-1:
а — 120 мм; 6 — 350 мм; в — 850 мм
ра зерна в поперечном сечении слитка с ростом его
диаметра. Для сплава ВТЗ 1 с увеличением диаметра
слитка в 2,2 раза (с 340 до 750 мм) средний размер
зерна увеличивается в 1,6 раза (с 4 до 6,5 мм). Резуль-
таты, близкие к этому соотношению, прослеживаются и
для сплава ВТ9. На рис. 83 показано изменение макро-
структуры слитков сплава ВТЗ-1 при увеличении диа-
метра со 120 до 850 мм.
Совокупность имеющихся в литературе представле-
ний о морфологии зерна сводится к тому, что одно зер-
но, выявляемое при анализе макроструктуры, форми-
руется или на базе одного полного и цельного дендри-
та (даже если в этом зерне не видно исходной
дендритной сетки), или на основе отдельных элементов,
объединенных определенным кристаллографическим со-
ответствием.
Сравнительное исследование макроструктуры и
радиограмм продольного диаметрального сечения тита-
новых слитков диаметром 430 и 750 мм позволяет уста-
новить, что в периферийной зоне слитков зерна (в ос-
новном столбчатые кристаллы) образованы пачками
параллельных ячеек, границы которых формируют гра-
ницы зерен; в зонах же дендритной структуры можно
встретить самые разнообразные варианты:
а) зерно включает в себя в основном один дендрит
(рис. 84, а), причем площадь зерна ориентировочно сов-
падает с площадью, в которую вписывается дендрит с
его осью первого и осями второго порядка;
б) зерно включает в себя два и более дендритов с
параллельными осями первого и второго порядков
Рис. 84. Типичные варианты дендритного строения зерен. Х2. Контуры зерен
нанесены на радиограмму с фотографии макроструктуры при совмещении от-
печатков
ТАБЛИЦА 28
СООТНОШЕНИЕ РАЗМЕРОВ ДЛИНЫ ОСЕЙ
ПЕРВОГО ПОРЯДКА ДЕНДРИТОВ И РАЗМЕРОВ ЗЕРЕН
В ОСЕВОЙ ЗОНЕ СЛИТКА ДИАМЕТРОМ 430 мм СПЛАВА ВТЗ-1
Условный номер участка площадью 30X30 мм2 Средняя длина осей первого порядка дендритов Zj , мм Средний размер зерен r.j, мм Число замеров
1 6,38 6,10 18
2 5,35 6,10 20
3 6,20 7,10 23
4 4,38 4,75 20
5 2,84 3,20 19
6 3,40 4,00 22
7 4,14 4,10 21
Среднее по всем замерам 4,67 5,03 Zz/r3=0,93
(рис. 84, б); как и в первом случае, плошадь зерна в
плоскости шлифа в целом совпадает с площадью, зани-
маемой этими дендритами;
в) зерно включает в себя пучок параллельных меж-
ду собой осей второго порядка одного дендрита
(рис. 84, в); ось первого порядка этого дендрита совпа-
дает с границей зерна;
г) зерно включает в себя два или несколько различ-
но ориентированных дендритов или их частей
(рис. 84, г).
На рис. 84 элементы структуры, выявляемые мето-
дом радиографии, совмещены с контуром зерен, наб-
людаемых при визуальных или оптических исследова-
ниях.
В осевой зоне слитка диаметром 430 мм сплава
ВТЗ-1 в семи различных участках была определена
средняя длина осей первого порядка наиболее крупных
дендритов и соответственно средний размер наиболее
крупных зерен. Результаты замеров представлены в
табл. 28.
Эти данные свидетельствуют о существовании опре-
деленной зависимости между размерами осей первого
порядка и размерами полиэдрических зерен; они очень
близки между собой при некоторой большей величине
размера зерна.
Таким образом, при дендритном затвердевании (пос-
ледовательном или объемном) на определенной стадии
образуется дендритный скелет или кристаллическая
матрица, для которой характерно переплетание осей
сросшихся дендритов, неравномерность развития раз-
личных элементов дендритов в разных направлениях,
деформация и даже нарушение целостности скелета в
отдельных локальных объемах. Вместе с тем в крис-
таллической матрице наряду с обилием случайных эле-
ментов можно отметить определенный порядок, харак-
теризующий ее строение.
Первое —это пространственная ориентировка осей
первого и второго порядка (совершенно четкая в слу-
чае ячеисто-дендритного роста, имеющая определенную
тенденцию в зоне ориентированных и не ориентирован-
ных дендритов, и случайная в осевой зоне «плавающих»
дендритов).
Второе — наличие статистически определенного моду-
ля, т. е. статистически определенного (для данного объ-
ема) среднего размера «строительных элементов» или
простейших звеньев, из которых складывается вся кон-
струкция кристаллического каркаса. Средний размер
этих звеньев, формирующих элементарную ячейку кар-
каса, должен быть близок к среднему размеру осей
первого и второго порядка дендритов. Среднестатичес-
кий объем, занимаемый одной ячейкой, не тождестве-
нен объему, занимаемому каким-либо одним конкрет*
ным дендритом, так как ячейка может быть сформиро-
вана при переплетении или сращивании осей различ-
ных дендритов. Это, естественно, не исключает возмож-
ность образования ячейки, в которой все основные раз-
меры определены одним хорошо развитым дендритом
или пучком параллельных осей первого и второго по-
рядка. Формирование зерен, которые, мы видим на
макрошлифе, происходит при затвердевании маточного
расплава, заполняющего дендритный каркас, и положе-
ние границы зерна в каждом конкретном случае будет
определено формой и размерами ячейки дендритного
скелета, взаимодействием расплава с элементами кар-
каса, коэффициентом поверхностного натяжения жид-
кости, «прозрачностью» стенок ячеек и т. д.
Дополнительные сведения о структуре литого ме-
талла дает изучение изломов титановых слитков. Из-
ломы, как правило, исследовали в зонах слитков, кри-
сталлизовавшихся в установившихся условиях плавки.
Для слитков технического титана, а-сплавов и средне-
легированных а+р-сплавов характерен вязкий, транс-
кристаллитный излом, имеющий пластинчатую структу-
ру (рис. 85). По мере повышения степени легирования
сплавов пластинчатое строение излома становится бо-
лее тонким. Увеличение диаметра слитка средне- и вы-
соколегированных а+р-сплавов приводит иногда к появ-
лению межкристаллитного разрушения (рис. 85,в).
В слитках высоколегированных титановых сплавов с не-
стабильной p-фазой встречается как межкристаллитный,
Рис. 85. Структура изломов слитков:
а — диаметром 350 мм сплава ВТ1; 6 — 350 мм, ВТЗ-1; в — 850 мм,
ВТ14; г — 350 мм, ВТ15
так и транскристаллитный излом, проходящий в зерне
по определенным плоскостям.
Учитывая отмеченную особенность структуры титано-
вых слитков — крупнозернистость, чрезвычайно важным
в технологии выплавки слитков всех металлов и спла-
вов, в том числе и титана, является разработка методов
измельчения структуры-
Широко известно, что перемешивание жидкого ме-
талла в процессе кристаллизации способствует вырав-
ниванию температуры жидкой ванны и уменьшению ве-
личины зерна в слитках [6, 12]. Продольное магнитное
поле, создаваемое соленоидом, вызывает вращение ван-
ны жидкого металла. Движение расплава уменьшает
температурный градиент в жидком металле и способст-
вует возникновению и росту равноосных кристаллов.
В лабораторных опытах [7] были получены положи-
тельные результаты по уменьшению величины столбча-
той зоны в слитках, хотя размеры равноосных кристал-
лов практически не изменялись. Применение соленоидов
при плавке слитков больших сечений также заметно
сокращает периферийную зону столбчатых кристаллов,
а на размеры равноосных зерен в центральной области
влияет незначительно. По макроструктуре поперечных
темплетов слитков, выплавленных с соленоидом, отчет-
ливо видно, что вращение жидкого металла вызывает
искажение направления роста столбчатых кристаллов
[6]. Более эффективно на структуру слитка влияет из-
менение направления вращения жидкого металла, кото-
рое достигается изменением направления тока в обмотке
соленоида. Удовлетворительные результаты были полу-
чены при плавке слитков диаметром 350 см сплава ВТ5
с циклическим изменением полярности соленоида через
100—140 с, т- е. когда вся ванна жидкого металла начи-
нала вращаться в противоположном направлении. Зона
периферийных столбчатых кристаллов уменьшалась
в 2—2,5 раза, а размер равноосных зерен —
на 20—30%.
Другой возможный метод улучшения структуры
слитка — вибрация. Возникающий во время вибрации
эффект перемешивания создает благоприятные условия
для объемной кристаллизации. С помощью специально-
го приспособления удалось осуществить вибрацию кри-
сталлизатора с частотой 100 Гц. В слитке диаметром
350 мм сплава ВТ1 периферийная зона столбчатых кри-
15* 227
сталлов была уменьшена примерно в 3 раза, однако раз-
меры равноосных зерен и в этом случае почти не изме-
нились.
Для измельчения структуры слитков различных ме-
таллов и сплавов применяют также модифицирование,
один из видов которого основан на образовании туго-
плавких частиц-—дополнительных центров кристалли-
зации. Однако в условиях дуговой плавки с расходуе-
мым электродом, когда все компоненты сплава в жид-
ком состоянии проходят через зону электрической дуги
и значительно перегретый поверхностный слой жидкой
ванны, образование центров кристаллизации на туго-
плавких примесях затруднено, и поэтому в слитках ти-
тановых сплавов в отличие от других металлов не уда-
ется получить устойчивого измельчения зерна введением
тугоплавких добавок [8]-
Приходится констатировать, что при плавке с расхо-
дуемым электродом в кристаллизаторе ни вибрацией,
ни магнитным полем, ни модифицированием не удается
радикально измельчить структуру слитков гитановых
сплавов.
Измельчение зерна достигается при гарниссажной
плавке с переливом в изложницу или в кристаллизатор.
Оно достигается в результате уменьшения перегрева
расплава при переливе металла и исключения нагрева
дугой верхней части слитка. Однако, как было показано
ранее, такой способ литья приводит к значительному
развитию усадочных раковин и появлению осевой пори-
стости. Измельчение структуры при одновременном по-
лучении плотного слитка, вероятно, окажется возмож-
ным при непрерывном литье расплава, подготовленного
в гарниссажной печи, с регулированием подогрева откры-
той поверхности слитка независимым источником
тепла.
2. МИКРОСТРУКТУРА СЛИТКОВ
Двумя главными особенностями структуры слитков ти-
тановых сплавов является крупнозернистость и то, что
внутризеренная структура а- и а+р-сплавов характери-
зуется пластинчатым, а сплавов с термически неста-
бильной р-фазой — игольчатым строением. Причины
крупнозернистости обсуждены при рассмотрении макро-
структуры титановых слитков Большой интерес пред-
ставляет вторая отмеченная особенность — пластинча-
тое строение а- и а+р-сплавов.
Представление о закономерностях изменения плас-
тинчатой структуры дают рис. 86—88. Серийные или
опытные а- и а+р-сплавы в зависимости от состава
имеют микроструктуру, подобную одной из приведенных
на рисунках.
Образование пластинчатой структуры в а- и а+р-
сплавах происходит в процессе фазовой перекристалли-
зации при достаточно медленном охлаждении. Зарож-
дение а-пластин начинается по границам 0-зерен, и по
мере охлаждения пластины растут внутрь зерна. На рис.
89 и 90 показано формирование пластинчатой структу-
ры в процессе фазовой перекристаллизации при охлаж-
дении материала с температур однофазного 0-состояния.
На микрофотографиях рис. 89 структуры, отвечающие
различным этапам фазовой перекристаллизации, зафик-
сированы закалкой с различных температур, а приведен-
ные на рис. 90 фотографии сделаны непосредственно
в процессе охлаждения на вакуумном высокотемпера-
турном микроскопе «Reichert». В результате такого ме-
ханизма фазовой перекристаллизации в зерне образуют-
ся пачки а-пластин, ориентированных в одном направле-
нии. Природа границ пачек пластин значительно ближе
к природе границ отдельных а-пластин, чем к природе
границ 0-зерен, хотя разориентировка отдельных пластин
в пачке существенно меньше разориентировки а-пластин
соседних пачек. Углы между средним направлением
пластин в различных пачках колеблются в пределах
23—50°.
Рис. 88. Микроструктура слитков диаметром 600 мм сплава ВТЗ-1. Х200:
а — периферия слитка; б — центр слнтка; в — промежуточная зона
В двухфазных а+Р-титановых сплавах пластинча-
тое строение обусловливается наличием p-фазы, сохра-
няющейся по границам а-пластин (рис. 91). Природу
границ в однофазных а-сплавах однозначно объяснить
не возможно. Изучение границ а-пластин в слитках од-
нофазных сплавов (ВТ5, ВТ5-1) с помощью электрон-
Рис. 89. Структура сплава ВТЗ-1 после нагрева до ИОО’С. Охлаждение
до 940 (а), 910 (б), 870 (в) и 770° С (г)
Рис. 90. Изменение микроструктуры сплава ВТЗ-1 в процессе охлаждения
V 1050° С до 890 (а), 870 (б) н 850° С (е) (^хл=0,05° С/с)
ной микроскопии показало, что встречаются как чистые
границы, выявляющиеся после травления в виде релье-
фа, так и границы, представляющие собой прослойку
другой фазы в виде шнуров или отдельных включений.
Учитывая диффузионный характер 0->-а+0-превраще-
ния, можно ожидать получения (как и при кристаллиза-
ции из жидкости) неравновесных состояний и концент-
рационных неоднородностей, обогащения границ а-пла-
стин примесями, сохранения по границам пластин
р-фазы-
Несмотря на большие размеры, пластины по своей
природе не являются зернами, а относятся к субзернам.
Следует отметить, что толщина а-пластин в различных
зернах одного и того же образца неодинакова. Однако
можно предположить, что истинные величины а-пластин
в соседних зернах близки между собой, а наблюдаемое
различие вызывается тем, что в плоскости шлифа плас-
тины отдельных зерен рассекаются под разными угла-
ми. Если говорить о кристаллографической ориентиров-
ке a-фазы в бывшем 0-зерне, то здесь, очевидно, спра-
ведлива зависимость, установленная для циркония,
а впоследствие подтвержденная другими исследования-
ми и для титана: (110) p|| (ООО 1)« ; [ 111] р|| [ 1120] а • Плос-
кость раздела в 0-фазе, вдоль которой образуются а-
пластины, точно не установлена. Однако предполагает-
ся, что эта плоскость имеет высокие индексы.
Рис 91. Структура слитка сплава ВТЗ-1, X22 00Q
Размер (толщина) пластин определяется в первую
Очередь скоростью фазовой перекристаллизации и коэф-
фициентом диффузии (толщина пластин должна менять-
ся обратно пропорционально скорости фазовой перекри-
сталлизации и прямо пропорционально коэффициенту
диффузии). Уже простое исследование структуры слит-
ков титановых сплавов разного диаметра подтверждает
справедливость высказанного предположения.
Из сопоставления микроструктур слитков диаметром
350 мм а- и а-фЗ-сплавов видно, что более легированным
сплавам присуще более тонкое внутризеренное строение.
Так, наиболее грубые а-пластины наблюдаются в техни-
ческом титане, менее грубые — в однофазных а-сплавах
(ВТ5, ВТ5-1) и в двухфазных сплавах типа ОТ4, наибо-
лее тонкие — в двухфазных сплавах ВТЗ-1, ВТ8 и ВТ14.
Такая зависимость толщины а-пластин от состава
сплава связана, очевидно, с большей концентрационной
неоднородностью исходной p-фазы, а также с уменьше-
нием коэффициента диффузии по мере увеличения сте-
пени легирования.
Сравнение микроструктуры слитков различных диа-
метров а- и a-j-p-титановых сплавов показало, что уве-
личение диаметра слитков приводит к огрублению внут-
ризереннон структуры (см. рис. 87), что связано с не-
одинаковой скоростью охлаждения слитков в твердом
состоянии, т. е. с разной скоростью фазовой перекри-
сталлизации. Было обнаружено также, что в структуре
слитков некоторых сплавов (ВТЗ-1, ВТ14, в меньшей
степени ОТ4) по мере уменьшения их диаметра наряду
с уменьшением толщины а-пластин происходит перепле-
тение пачек пластин.
Поскольку в различных зонах слитка скорость ох-
лаждения не одинакова, то микроструктуру исследовали
по сечению слитков. В слитках диаметром до 350 мм су-
щественной разницы в структуре центра и периферии не
обнаружено. В то же время в слитках большого диамет-
ра структура заметно меняется по сечению слитка.
В центре слитка внутризеренная структура наиболее
грубая (см. рис. 88) По мере приближения к периферии
слитка толщина а-пластин уменьшается. Безусловно,
и у слитков меньшего диаметра толщина пластин на пе-
риферии и в центре должна быть неодинаковой. Однако
большое отличие по толщине отдельных а-пластин
(вследствие их различной ориентировки в плоскости
Рис. 92. Микроструктура слитка диа-
метром 350 мм сплава ВТ15. Х200
шлифа) в сочетании со
значительно меньшей
разницей в скорости фа-
зовой перекристаллиза-
ции центра и периферии
этих слитков (по сравне-
нию со слитками большо-
го диаметра) не позволя-
ет обнаружить этого с
помощью металлографи-
ческого анализа.
Значительное увели-
чение скорости кристал-
лизации титановых спла-
вов приводит к фиксации
структур мартенситного
типа или типичных ден-
дритных структур. Под-
робнее структура литого
металла, кристаллизую-
щегося с высокими ско-
ростями, будет рассмот-
рена ниже в гл. 7.
Если микроструктура слитков а- и а+р-сплавов име-
ет общий характер, то микроструктура слитков сплавов
с термически нестабильной p-фазой (ВТ15) резко отлич-
на от них. Особенность микроструктуры слитков этой
группы сплавов — игольчатые структурные составляю-
щие, являющиеся дефектами упаковки, часто декориро-
ванными выделениями a-фазы или скоплениями примес-
ных атомов (рис. 92). Иглы, как правило, имеют опреде-
ленную ориентировку и располагаются главным образом
в центре зерен.
3. СВОЙСТВА ТИТАНОВЫХ слитков
Влияние структуры слитков на свойства деформирован-
ных полуфабрикатов из стали и цветных металлов изу-
чали многие исследователи. В результате этих исследо-
ваний установлены основные закономерности формиро-
вания свойств деформированных полуфабрикатов
в зависимости от структуры и свойств литого материала
различных цветных и черных металлов. В настоящем раз-
деле рассматриваются свойства слитков серийных тита-
новых сплавов диаметром 350—850 мм и изготовленных
из них деформированных полуфабрикатов.
Плотность по сечению слитков диаметром до 350 мм
низколегированных и среднелегированных титановых
сплавов меняется очень мало. В слитках диаметром
350 мм сплава ВТ 15 плотность примерно на 0,02 г/см3
снижается от периферии к центру вследствие меньшего
Рис. 93. Изменение плотности по сечению слитков диаметром
350 мм
Рис. 94. Распределение значений относительного удлинения и предела
прочности по диаметру слитка сплава ВТЗ-1:
7— И 770 мм, 7=37 кА; 2 — 0 570 мм, 7=37 кА; 3 — 0 570 мм, 7=25 кА;
4—0 440 мм, 7=12 кА; 5—0 350 мм, 7=13 кА; 6 — 0 350 мм, 7=7,3 кА
содержания молибдена в центре слитка (рис. 93). Дейст-
вительно, уменьшение содержания молибдена на 1%
в центре слитка соответствует снижению плотности на
0,03 г/см3, хотя на плотности может сказаться и обнару-
женная в центральной зоне слитка сплава ВТ15 микро-
пористость, которая в слитках средне- и низколегирован-
ных титановых сплавов не наблюдается.
Появление пористости, по-видимому, связано с уве-
личением температурного интервала кристаллизации
сплава ВТ15 по сравнению с другими сплавами [9].
Характер изменения механических свойств литого
металла в пределах одного слитка в направлении от бо-
ковой поверхности к его оси и с увеличением диаметра
слитка аналогичен для всех титановых сплавов, поэто-
му проиллюстрируем основные закономерности на при-
мере сплава ВТЗ-1 [5].
На рис. 94 дана типичная картина изменения по ра-
диусу слитка основных механических свойств — предела
прочности, относительного удлинения, относительного
сужения и ударной вязкости. Прослеживается тенден-
ция снижения их значений в направлении к оси слитка.
В том же направлении в слитках большого размера
снижается и плотность литого металла. Следует под-
черкнуть, что с увеличением диаметра слитка эта тен-
денция проявляется более отчетливо. Причина, на наш
взгляд, заключается в том, что с увеличением диаметра
слитка получает развитие центральная зона с чисто ден-
дритным строением в результате соответствующего
уменьшения объема, занимаемого ячеистой структурой.
На рис. 95 представлены зависимости средних, мини-
мальных и максимальных значений всех характеристик
от диаметра слитка. Заштрихованная область на графи-
ках — разброс значений параметра по сечению, т. е.
разница между максимальным и минимальным его зна-
чениями. Анализ зависимостей, изображенных на гра-
фиках, позволяет сделать следующие выводы.
Предел прочности (как средние, так и минимальные
значения) практически линейно уменьшается с увели-
чением диаметра слитка. Минимальные значения отно-
сительного удлинения и относительного сужения почти
также линейно уменьшаются с увеличением диаметра
слитка. Однако средние значения этих параметров не
уменьшаются столь резко с увеличением диаметра слит-
ка, как минимальные. Более того, при увеличении диа-
Нис. УЬ. зависимость механических свойств сплава ВТЗ-1 в литом со-
стоянии слитков различного диаметра:
1— средние значения (по сечению слитка); 2 — максимальные; 3 — ми-
нимальные
Рис. 96. Изменение свойств по
сечению слитка диаметром
350 мм сплава ВТ 15:
1 — слиток выплавлен в вакуу-
ме при силе тока 6,5 кА; 2 —
то же, 12 кА; 3— слиток вы-
плавлен в аргоне при давлении
750 мм рт. ст. и силе тока
6,5 кА
метра слитка сверх 560 мм наблюдается тенденция со-
хранения постоянства средних значений этих парамет-
ров или даже их некоторого роста.
Таким образом, полученные результаты показывают,
что в слитках титана, полученных методом ВДП, при
увеличении их диаметра проявляются тенденции, общие
для всех видов заготовительного литья всех металлов
и сплавов — огрубление структуры, увеличение неодно-
родности состава, снижение механических свойств.
Однако благодаря особенностям плавления и затвер-
девания, присущим ВДП титана (высокие температур-
ные градиенты в лунке и ячеистый тип кристаллиза-
ции), наличию пластичной p-фазы в большинстве серий-
ных титановых сплавов, специфике разработанных и
применяющихся систем сплавов (малое количество при-
меси с и отсутствие интерметаллидов и неметал-
лических соединений, образующихся в процессе за-
твердевания расплава), эти тенденции в отличие от
других методов литья и других металлических систем не
развиваются до той критической стадии, на которой на-
рушается целостность литого металла или катастрофи-
чески ухудшается его кондиция.
ТАБЛИЦА 29
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СЛИТКОВ ДИАМЕТРОМ 600 мм
(средние результаты по пяти образцам)
BT1 ОТ4
Зоны слитка и направление вырезки образцов V кгс/мм2 6, % Ф. % ан> кгс-м/см2 ств- кгс/мм® ю Ф. % гНЭ/И'Эаи •но
Периферий- ная: продольные . поперечные . Промежуточ- ная: продольные . поперечные . Центральная: продольные . поперечные . 47,6 48,8 51,8 47,4 42,2 46,0 13,9 10,9 11,5 8,8 15,3 16,1 33,1 28,8 20,0 21,5 33,8 36,1 12,9 12,6 10,2 8,3 10,2 10,0 61,5 60,3 57,8 57,4 58,2 58,6 10,1 9,0 7,2 7,6 8,3 8,3 28,2 28,5 27,3 25,9 25,2 24,4 6,5 7,6 7,1 7,8 7,2 8,5
У слитков сплава ВТ 15 прочность по сечению меня-
ется незначительно и незакономерно, а пластичность
(главным образом относительное поперечное сужение)
в центральной части слитка значительно ниже, чем на
периферии (рис. 96). Очевидно, основная причина тако-
го изменения пластичности — меньшая скорость охлаж-
дения центральной части слитка в твердом состоянии,
однако нельзя игнорировать обнаруженную в центре
слитка микропористость и зональную ликвацию молиб-
дена. Ударная вязкость слитков чрезвычайно низка
и составляет по всему сечению 0,5—0,6 кгс-м/см2.
В работе [10] отмечалось, что механические свойст-
ва литого титана практически одинаковы независимо от
направления вырезки образцов. Наши исследования по-
казали, что свойства металла в слитках сплавов ОТ4
и ВТЗ-1 слабо зависят от направления вырезки образ-
цов. В слитках сплава ВТ1, обладающих наиболее
крупнозернистой структурой и имеющих широкую зо-
ну столбчатых кристаллов, выявлена заметная анизо-
тропия свойств в объеме. Прочность поперечных образ-
цов несколько снижается от периферии к центру, а про-
дольных образцов вначале возрастает, а затем
снижается в центральной области слитка (табл. 29).
Необходимо отметить, что эти
слитки выплавляли без примене-
ВТЗ-1
ств- кгс/мм2 6, % Ф. % ан' кгсм/см3
87,5 5,5 21,1 3,5
89,4 5,2 21,1 4,0
87,2 4,3 18,9 4,6
90,2 5,0 23,2 4,7
87,7 4,4 17,0 4,7
88,6 4,6 16,2 4,1
ния соленоида, что приводило к
огрублению структуры и увели-
чению разброса механических
свойств литого металла.
Для более полной оценки ка-
чества слитков было проведено
сравнение свойств кованых прут-
ков, изготовленных из слитков
различного диаметра [13]. Ре-
зультаты испытаний кованых и
отожженных проб, полученных из
исходных литых заготовок сече-
нием 100+10ХЮ0+10 мм2, выре-
занных из слитков диаметром
130—850 мм сплава ВТ9, пред-
ставлены на рис. 97.
С увеличением степени де-
формации все кривые, ха-
рактеризующие свойства метал-
ла, ведут себя идентично: сначала резкий подъем вверх
(при е 75%)> затем перегиб и монотонное увеличение
параметра с асимптотическим приближением к уровню.
Степень деформации е,%
Рис. 97. Механические свойства деформированного и отожженною металла в
ВТ9; исходная заготовка — квадрат 100± 10Х 100± 10 мм2. Режим отжига: 950е С,
левый рисунок — температура деформации 980° С; правый рисунок — температура
который характеризует возможности металла при вы-
бранном составе и методе деформации.
Этот выход кривых на режим очень «вялого» увеличе-
ния параметра с ростом степени деформации (укова),
т.е. по сути дела переход кривой в прямую, параллель-
ную оси абсцисс, означает, что металл достиг своего
предельного, стационарного уровня механических
зависимости от степени деформации и диаметра исходного слитка (мм). Сплав
60 мин, охлаждение на воздухе; 590° С, 6 ч. охлаждение на воздухе:
деформации 1100° С
свойств. Уков, соответствующий этому переходу, обозна-
чим как аСт, а соответствующие значения механических
свойств — как Ов.ст, бет и Тст- Для слитков диаметром
750 и 850 мм условия стационарности порой не дости-
гаются при весьма значительных уковах — 25 и выше.
В этом случае для них будет считаться условно стацио-
нарным тот уков, при котором тот или иной параметр
достигает (или почти достигает) значений, присущих
стационарному уровню механических свойств образ-
цов, полученных из слитков диаметром 340 или 430 мм,
которые мы принимаем за эталон.
Стационарные значения предела прочности, относи-
тельного удлинения и относительного сужения дости-
гаются при следующих значениях аСт (табл. 30).
Таким образом одни и те же или близкие по значе-
нию механические свойства деформированного метал-
ла, которые отвечают пределу его возможностей при
данном составе и схеме деформации, можно получить
на прутках из слитков диаметром 350—430 мм при
укове не менее 10, из слитка диаметром 560 мм при
укове не менее 15, из слитка диаметром 650 мм при
укове в пределах 15—20 и из слитков диаметром 750—
850 мм при укове не менее 25.
Возникает вопрос, какой элемент или совокупность
каких элементов литого состояния в наибольшей степе-
ни определяют его наследственность даже при очень
больших деформациях и почему проявление этой на-
следственности заканчивается при различной степени
деформации в зависимости от диаметра исходного
слитка?
Некоторые исследователи связывают исчезновение
наследственности литого металла с разрушением его
дендритного скелета и измельчением неоднородностей,
связанных с дендритной ликвацией. Необходимый для
этого уков применительно к стальным слиткам оценива-
ется цифрой 4—5. При укове более 4 металл приобрета-
ет волокнистое строение.
При высокотемпературной деформации однофазных
а-сплавов и двухфазных (а+Р)-титановых сплавов в
p-области наиболее эффективно происходит ломка ден-
дритного скелета и измельчение концентрационно или
структурно неоднородных объемов. Образующаяся при
этом структура принципиально не отличается от струк-
туры металла в литом состоянии. Она характеризуется
ТАБЛИЦА SO
ЗНАЧЕНИЯ arT, a rT, 0r_ H q> ДЛЯ СПЛАВА ВГ9
CI В СТ Cl Cl
Диаметр слитка, мм Значения аст при достижении
°в.ст <980°С> Сст. % 4>ст1 %
980° С ' 1100° с 980° С 1100° с
340 4,5 6,5 9 8 12
430 —- .— 9.5 — 11
560 6 8 13 17 12*
650 8 14 — 15 26*
750 10 25 26* 26 —-
850 7 25 — 24 26*
Примечание. Значения бет и грет со звездочкой не достига-
ют эталонных значений параметра.
оторочкой a-фазы в приграничной области зерен и
игольчатой или пластинчатой формой выделений а-фа-
зы внутри зерна, поскольку внутризеренное строение
формируется главным образом в процессе фазовой пе-
рекристаллизации, протекающей в данном случае пос-
ле завершения деформации и прохождения частично
или полностью (в зависимости от условий охлаждения
материала) процесса рекристаллизации.
Таким образом, механические свойства металла, по-
лученные после различных уковов при температуре де-
формации 1100° С (см. рис. 97, б), будут свидетельст-
вовать о степени проработки дендритного скелета и из-
мельчения ликвационных неоднородностей. И если для
слитков диаметром 340 и 430 мм (см. табл. 30) этот
процесс завершается при укове И—12, то для слитков
диаметром 750 и 850 мм он не заканчивается и при
укове 25—26, так как при этой степени деформации
кривые, описыьающие изменение свойств, не выходят
на горизонтальный уровень и значительно отличаются
от кривых, полученных при том же укове материала из
слитков диаметром 340—430 мм.
Если деформация исходных литых заготовок осу-
ществляется при более низких температурах, соответ-
ствующих а- или (a+р)-состоянию сплава (в нашем
случае при 980°С), то одновременно с разрушением
дендритного скелета и дроблением неоднородностей
(менее эффективном, чем при высокотемпературной
ковке в однофазном 0-состоянии) , происходит дробле-
ние, измельчение и сфероидизация (при чередующихся
операциях деформация — нагрев) выделений а-фа-
зы. Это оказывает настолько сильное воздействие на
характер пластической деформации образцов при их
испытаниях («грубое» скольжение при ярко выражен-
ной пластинчатой форме a-фазы заменяется на более
«тонкое» [11]), что может быть достигнут высокий, ста-
ционарный (ов.ст, бет и Тст) уровень свойств даже при
сохранении отдельных элементов наследственности ли-
того состояния. Именно этим объясняется тот факт, что
для слитков всех диаметров стационарный уровень ме-
ханических свойств достигается при деформации в
двухфазном состоянии (980° С) раньше (см. табл. 30),
чем при деформации при 1100° С, и что при укове около
25 стабильно достигается один и тот же уровень
свойств независимо от диаметра исходного слитка.
Использование методов авторадиографии, элект-
ронной и оптической микроскопии, во-первых, подтвер-
дило справедливость описанной схемы уменьшения или
ликвидации наследственности литого состояния, во-вто-
рых, позволило в более или менее полной форме о-’-ве-
тить на поставленные выше вопросы.
На рис. 98, а, б представлены радиограммы попе-
речного и продольного сечения прутков диаметром
или стороной квадрата 280, 235, 140, 120, 60 и 25 мм
(/, 2, 3, 4, 5, 6), полученных из слитка диаметром
750 мм сплава ВТЗ-1 при его прокатке на блюминге,
крупносортном и мелкосортном станах соответственно
с уковами 7,0; 10,0; 28; 36; 150; 900. На рис. 99 дана
радиограмма квадрата 220X220 мм (продольное и по-
перечное сечение), полученного из слитка диаметром
430 мм сплава ВТЗ-1. Уков, равный 3, принципиально
не изменяет дендритную структуру слитка диаметром
430 мм, а лишь деформирует ее. При этом отдельные
дендриты как в осевой зоне (рис. 99, б), так и в зоне
ориентированных и неориентированных дендритов в
литниковой части слитка (рис. 99, а, в) не теряют свою
индивидуальность и достаточно хорошо различимы
Уков (или вытяжка), равный 7, для слитка диаметром
750 мм дает возможность в поперечном сечении прутка
выделить элементы дендритной структуры (особенно в
центральной части сечения) и обозначить зоны с раз-
личным типом кристаллизации.
РИС 98 Радиограмма катаных прутков различных сечеиий, полученных
из слитка сплава ВТЗ-1 диаметром 750 мм:
Я-продольное сечение; б-поперечное сечение
При укове, равном 10, в поперечном сечении еще
проявляются элементы структуры кристаллизации —
хорошо различим ячеисто-дендритный ободок, находя-
щийся на расстоянии 25 мм от поверхности прутка. Од-
нако по этим оставшимся элементам уже нельзя вос-
становить структуру затвердевания исходного слитка.
Таким образом уков равный 10, — это та минималь-
ная степень деформации (90%), которая необходима,
чтобы в основном разрушить дендритный скелет исход-
ного слитка.
По мере увеличения степени деформации дендрит-
ная структура трансформируется в волокнистую. При
укове, равном 28 (круг диаметром 140 мм), элементы
исходной структуры полностью отсутствуют, однако в
центре поперечных шлифов в виде светлых пятен диа-
Рис. 99. Радиограмма прутка квадратного сечения (220 мм), полученного
из слитка^сплава ВТЗ-1 диаметром 450 мм. Уков — 3, температура дефор-
а — поперечное сечение; б — продольное сечение; 1 — среднее по высоте
сечения слитка; 2 — литниковая часть
метром 0,5—1,5 мм, а на продольных в виде небольших
светлых шнуров толщиной до 1,5 мм проявляется хими-
ческая неоднородность, свидетельствующая об обедне-
нии этих участков изотопом 185W и, следовательно, ком-
понентами с /<>1.
Начиная с укова, равного 36 (квадрат 110X110 мм),
соседние участки, отличающиеся по составу, вытягива-
ются в столь тонкие нити, что контрастного выделения
светлых участков, обедненных примесью с К<1, и обо-
гащенных примесью с /<>1, не происходит и структура
кажется однородно-волокнистой. Соответственно этот
уков при вытяжке (е=97,2%) условно (с приемлемой
степенью точности) можно считать достаточным
для исключения второго и наиболее стойкого
признака литого состояния — химической неоднород-
ности. Следует еще раз подчеркнуть, что так можно
считать только условно, так как даже при укове 150—
900 (профиль диаметром 60—25 мм) на продольном
шлифе можно различить тончайшие (0,01—0,1 мм), с
четкими границами светлые полосы, которые на попе-
речных шлифах проявляются в виде светлых точек.
Таким образом, несмотря на громадную степень де-
формации и неоднократные нагревы заготовок в про-
цессе их деформирования, гомогенизирующий эффект
выражен весьма слабо, и визуально наблюдаемое (на
радиограммах) увеличение однородности связано не с
«рассасыванием» концентрационных пиков, а с утоне-
нием объемов с экстремальным содержанием примеси.
Анализ макро- и микроструктуры металла, деформи-
рованного только в однофазном p-состоянии или толь-
ко в двухфазном (а+р) состоянии сплава (речь идет о
двухфазных сплавах типа ВТЗ-1, ВТ14, ВТ9 и др.), не
обнаруживает никаких признаков химической неодно-
родности (даже если следы ее отчетливо видны при ра-
диографических исследованиях). Если же деформация
осуществлялась в таких условиях, при которых металл
в сечении имел температуру в пределах (^н.п.п — 20°) <
</<^.пп (где ^в.п.п — температура начала поли-
морфного превращения матрицы заготовки), то имею-
щиеся в металле тончайшие шнуры, обогащенные при-
месью сК<1, проявляются в виде светлых зерен в
центральной части сечения. Это вызвано тем, что тем-
пература их полиморфного превращения на 15—20° С
ниже (из-за обогащения хромом, железом и кремнием).
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОВАНЫХ ПРУТКОВ
(средние результаты по пяти образцам)
S аЛ га >> к я| S 3? с-м/см= га Н X га к S д
CQ СО С О s S х = CIS §3 Я Е X ьа «О ф, % X S с н X ь" а, %
ВТ1 600 20 57,0 24,0 53,0 11,5 300 27,5 31,5 62,3
120 61,7 22,2 49,6 8,0 30,7 25,1 67,5
ОТ4 600 20 74,5 17,2 48,7 4,5 400 47,7 22,2 61,1
120 79,4 17,6 51,0 5,3 48,8 20,9 69,7
ВТЗ-1 600 20 102,0 15,3 56,0 5,2 450 65,7 13,6
120 104,0 14,8 54,8 4,7 66,7 17,4 .—
ВТ14 850 20 96,5 14,9 60,8 5,7 400 65,3 13,0 65,0
120 93,5 14,4 59,4 7,3 63,7 13,3 65,6
ОТ4 850 20 76,0 15,9 48,4 7,1 400 48,0 19,2 70,7
120 79,3 17,1 48,7 6,4 48,0 20,0 69,7
В этом случае микроструктура будет характеризовать-
ся пластинчатыми или игольчатыми участками a-фазы на
фоне матрицы с глобулярной формой а фазы.
При деформации в (а+₽) -состоянии литого метал-
ла наряду с дендритной структурой и химической не-
однородностью наиболее консервативными элементами
литого состояния оказываются прослойка a-фазы по
границам зерен и сами а-пластины внутри зерна. Даже
при весьма значительных степенях деформации сохра-
няется вытянутая форма выделений a-фазы. Причем,
чем грубее была исходная структура слитка (больше
размеры пачек а-пластин и ширина а-пластин), тем
больше вероятность сохранения колоний выделений
a-фазы пластинчатой формы.
Таким образом, необходимость увеличения объема
деформации при использовании крупногабаритных
слитков объясняется в том числе и тем, что в этом слу-
чае требуется большая (по сравнению со слитками
диаметром 350—430 мм) работа по превращению а-плас-
тин внутри зерна и прослоек по границам первичных
зерен в выделения a-фазы глобулярной формы.
В то же время следует отметить, что, хотя полностью
влияние литой структуры крупногабаритных слитков
устраняется лишь при очень больших степенях дефор-
мации, уровень механических свойств деформирован-
ных полуфабрикатов, изготовленных из слитков боль-
ших диаметров, становится практически одинаковым с
уровнем свойств слитков малого диаметра уже при сте-
пени деформации ~70%- В табл. 31 представлены
свойства кованых прутков различных титановых спла-
вов, изготовленных с одинаковой степенью деформа-
ции ~70% из слитков диаметром 600—850 и 120 мм.
Слитки диаметром 120 мм выплавляли из металла круп-
ногабаритных слитков (третий переплав) в лаборатор-
ной печи при режимах, по возможности исключающих
дополнительное внесение в сплав газовых примесей.
Сопоставление механических свойств слитков тита-
на и его сплавов с паспортными данными деформиро-
ванных полуфабрикатов показывает, что слитки обла-
дают значительно более низкими прочностными и плас-
тическими характеристиками. Разница по пределу
прочности литого и деформированного металла состав-
ляет 10 кгс/мм2 для технического титана и увеличивает-
ся до 15—20 кгс/мм2 для сплавов. Если ударная вяз-
кость слитков (а+Р) -сплавов примерно та же, что и
деформированных полуфабрикатов (у а-сплавов даже
выше), то в сплавах с термически нестабильной р-фа-
зой ударная вязкое гь литого металла в несколько раз
ниже, чем деформированного. Пластические характе-
ристики (относительное удлинение и поперечное суже-
ние) слитков всех титановых сплавов примерно вдвое
ниже, чем деформированных полуфабрикатов.
Это подтверждается и при сравнении свойств литых
и кованых образцов, изготовленных из одного и того же
слитка. Соответствующие данные для технически чисто-
го титана были опубликованы в работе [10]. Свойства
литых и кованых образцов сплавов, относящихся к основ-
ным группам, представлены в табл. 32.
Общая причина пониженных механических свойств
слитков всех металлов и сплавов по сравнению с дефор-
мированными изделиями — дефекты литой структуры
(пористость, включения по границам зерен, крупнозер-
нистость, дендритная ликвационная неоднородность и
др.). Для титановых сплавов нельзя преуменьшать еще
одной причины изменения свойств, связанной с процес-
сом фазовой перекристаллизации, определяющей и вели-
чину зерна, и внутризеренное строение металла.
ТАБЛИЦА 32
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ В ЛИТОМ И КОВАНОМ
СОСТОЯНИИ
Сплав Состояние Механические свойства
ав’ кгс/мм2 б, % и>, %
ВТ5 Литое 65,9 9,3 29,1
Кованое 85,4 13,6 42,2
ВТ14 Литое 80,3 4,2 27,8
Кованое 98,3 15,5 54,3
ВТ15 Литое 90,6 4,3 17,9
Кованое 108,5 13,3 54,9
Микроанализ слитков титановых сплавов и отожжен-
ных деформированных полуфабрикатов показывает зна-
чительно меньшую величину зерна деформированного
материала и различное внутризеренное строение. Харак-
терная для слитков а- и (а+р) -титановых сплавов плас-
тинчатая структура не имеет места в деформированных
при температурах ниже температуры p-^a-f-p-превраще-
ния и отожженных по стандартным режимам полуфаб-
рикатах (рис. 100, I).
В а-сплавах (ВТ5-1) структура представляет собой
полиэдрические зерна a-фазы; в (а+р) -сплавах (ВТЗ-1)
частицы а- и p-фаз дисперсны и равномерно распределе-
ны по всему полю шлифа. Структура деформированных и
отожженных образцов сплавов с термически нестабиль-
ной p-фазой (ВТ 15) состоит из чистых p-зерен, в то вре-
мя как особенностью микроструктуры слитков этих спла-
вов, как уже отмечалось, являются игольчатые выде-
ления.
В том случае, если материал при обработке давлени-
ем или в процессе последующего отжига нагревается
выше температуры фазового превращения, то в процес-
се охлаждения в деформированном образце, так же как
и в слитке, протекает фазовая перекристаллизация.
В результате структура деформированных образцов
(рис. 100, II) становится подобной структуре слитка.
Механические свойства такого материала (как прочно-
стные, так и пластические) значительно снижаются и
приближаются к свойствам литого металла.
Выяснить, какая из двух указанных причин понижен-
ных свойств слитков (дефекты слитка или процесс фа-
птч’ I1 ^?'пт?чТьпКТу9лпКОВаНЬ1Х обРазцов титановых сплавов ВТ5-1 (а).
Dlu"l Wf И IjllO ZxZvUZ
1 — после стандартного отжига; II—после медленного охлаждения
из 0-областн
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЛИТЫХ И КОВАНЫХ ОБРАЗЦОВ
ПОСЛЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Сплав Термическая обработка Состояние Механические свойства
ав- кгс/мм2 6. % Ф. %
ВТ5 1100° С, 1 ч, охлажде- Литое 62,6 10,1 25,9
ние со скоростью 60° С/ч Кованое 69,4 11,0 31,1
ВТ14 1100° С, 1 ч, охлажде- Литое 73,8 7,1 22,0
ние со скоростью 60° С/ч Кованое 82,5 7,2 18,3
ВТ15 1000° С, 30 мин, охлаж- Литое 82,2 2,7 9,8
дение со скоростью 60° С/ч Кованое 100,6 6,3 22,7
зовой перекристаллизации) преобладает, можно, под-
вергнув литые и деформированные образцы термической
обработке, состоящей в их одновременном нагреве до
температуры p-области и последующем охлаждении с
одинаковой скоростью. Так, исследовали сплавы ВТ5,
ВТ14 и ВТ15, литые и кованые образцы которых были
нагреты до 1100° С (ВТ15—до 1000° С) и затем охлаж-
дены со скоростью 60° С/ч.
В результате термической обработки по указанным
режимам значения механических свойств (прочностных
и пластических) литых и деформированных образцов
почти одинаковы (табл. 33). Происходит это вследствие
снижения свойств деформированных образцов. В то вре-
мя как пластичность литого и деформированного мате-
риала сплавов ВТ5 и ВТ14 становится практически оди-
наковой, прочность деформированного металла на 5—
10 кгс/мм2 остается выше прочности литого металла.
Еще большая разница механических свойств литого и
деформированного материала сохраняется в сплаве ВТ15:
прочность деформированных образцов снижается незна-
чительно, пластические характеристики хотя и снижают-
ся почти в два раза, однако не достигают значений плас-
тичности литого материала.
Та разница в механических свойствах литых и кова-
ных образцов, которая сохраняется после охлаждения их
с одинаковой скоростью из p-области, вызывается, оче-
видно, дефектами литой структуры (процессом кристал-
РАЗНИЦА В МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВАХ КОВАНЫХ И ЛИТЫХ
ОБРАЗЦОВ ПОСЛЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Сплав Состояние aD — о_ BiiOB влит кгс/мм2 $ков $лит’ % ^ков ^лит’ %
ВТ5 Отожженное . ... +19.5 +4,3 +13,1
После медленного ох- +6,8 +0,9 +5,2
лаждения из р области
ВТ14 Отожженное . ... +18,0 + 11,3 +26,3
После медленного ох- +8,7 +0,7 —3,7
лаждения из р-области
ВТ15 Отожженное . ... + 17,9 +9,0 +37,0
После медленного ох- +18,4 +3,6 +12,9
лаждения из р-области
лизации), если к ним относить и крупнозернистость слит-
ка (табл. 34).
Анализ представленных в табл. 34 результатов пока-
зывает, что на прочностные характеристики а-сплавов в
основном влияет процесс фазовой перекристаллизации.
Это связано, вероятно, с малым температурным интер-
валом кристаллизации а-сплавов, вследствие чего опре-
деляемые им дефекты слитка не получают существенного
развития. Влияние процесса кристаллизации прояв-
ляется в большей степени при переходе к (а+р)-спла-
вам и особенно к сплавам с термически нестабильной
p-фазой. Если в (а-рр)-сплавах, характеризующихся,
как правило, малым интервалом кристаллизации, мож-
но предполагать, что основное влияние на свойства ока-
зывает лишь такой дефект литой структуры, как боль-
шая величина зерна (что справедливо и для а-сплавов),
то в сплавах с термически нестабильной р фазой, помимо
этого, можно ожидать и влияние характерной для их
слитка усадочной пористости. Пониженные значения пла-
стичности слитков титановых сплавов по сравнению с де-
формированными полуфабрикатами определяются в пер-
вую очередь самим фактом охлаждения из р-области
(фазовой перекристаллизацией).
С целью дополнительного изучения влияния процес-
сов кристаллизации и фазовой перекристаллизации на
механические свойства титановых сплавов в литом со-
стоянии из металла слитков диаметром 350 мм сплавов
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СЛИТКОВ
в литом исходном и термообработанном состояниях
Сплав Состояние Диаметр слитка, мм Механические свойства
СТВ- КГс/ММ2 «, % Ф. %
ВТ1 Исходное 350 120 40,8 44,8 13,9 16,7 31,0 40,6
ВТ5-1 Исходное 1100° С, 30 мин, охлажде- ние с печью 350 120 350 120 66,2 69,2 73,7 75,5 6,4 7,6 6,3 7,7 23,2 22,9 25,8 25,9
ВТЗ-1 Исходное 1100° С, 30 мин, охлажде- ние с печью 350 120 350 120 86,5 100,2 89,8 97,4 5,6 6,1 6,4 6,8 17,6 12,8 20,8 25,9
ВТ1, ВТ5-1 и ВТЗ-1 были выплавлены слитки диамет-
ром 120 мм.
Сравнение механических свойств этих слитков в ли-
том исходном и термообработанном состоянии (табл. 35)
показало, что переплав а-сплавов повышает предел проч-
ности на 3—4 кгс/мм2 без снижения пластичности для
сплава ВТ5-1 и с некоторым ростом пластичности для
ВТ1. Более значительный прирост прочности (15 кгс/мм2)
наблюдается в сплаве ВТЗ-1; относительное удлинение
практически не изменяется, а относительное поперечное
сужение несколько снижается. Повышение прочности в
результате переплава может быть вызвано увеличением
содержания газовых примесей (О2, N2) в процессе плав-
ки, меньшей величиной зерна в слитках диаметром
120 мм и большей скоростью охлаждения их в интерва-
ле температур р~>а-|-р-превращения.
С целью исключения последнего фактора образцы,
отобранные от слитков обоих диаметров (350 и 120 мм),
были нагреты до температуры р-области (1100° С) и мед-
ленно охлаждены. Имеющаяся теперь разница в меха-
нических свойствах слитков различного диаметра может
быть вызвана только процессом кристаллизации и уве-
личением содержания газовых примесей (табл. 36).
Термическая обработка значительно уменьшила раз-
ницу в прочностных характеристиках и практически не
повлияла на разницу в пластических характеристиках
(исключение составляет поперечное сужение в сплаве
ВТЗ-1).
На основании этих данных можно отметить следую-
щее. От процесса фазовой перекристаллизации зависит
примерно 40—50% разницы в свойствах исследуемых
слитков диаметром 350 и 120 мм сплавов ВТ5-1 и ВТЗ-1,
а остальная разница вызвана дефектами слитков, воз-
никающими при кристаллизации (г. е. более сильным
проявлением их в крупных слитках), и повышением со-
держания газовых примесей. Однако если считать при-
рост прочности вследствие газонасыщения одинаковым
для обоих сплавов (реально он может составить 0,5—
1 кгс/мм2), то относительное влияние дефектов структу-
ры (в частности, большой величины зерна) в сплаве
ВТЗ-1 значительно больше, чем в сплаве ВТ5-1. Эти ре-
зультаты подтверждают выводы о влиянии процессов
кристаллизации и фазовой перекристаллизации на свой-
ства титановых сплавов, сделанных при сопоставлении
свойств литого и деформированного материалов.
Поскольку скорость фазовой перекристаллизации су-
щественно влияет на структуру и механические свойства
(в первую очередь на прочность) а- и а+р-титановых
сплавов, то было проведено более детальное исследова-
ние влияния скорости охлаждения из p-области на струк-
туру и свойства титановых сплавов в литом состоянии.
ТАБЛИЦА 36
РАЗНИЦА В МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВАХ СЛИТКОВ
ДИАМЕТРОМ 120 И 350 мм
Сплав Состояние СТВ120 СТвЗЗО кгс/мм2 *120 *350’ % '1’120 % 50’ %
ВТ5-1 Исходное 1100° С, 30 мин, охлаждение с пе- чью +3 +1,8 +1,2 +1,4 —0,3 +0,1
ВТЗ-1 Исходное 1100° С, 30 мин, охлаждение с пе- чью +13,7 +7,6 +0,5 +0,4 —4,8 +5,1
Рис. 101. Микроструктура сплавов ВТ5, (/)
дения из fl-области со скоростью. Х200:
0,1 (а), 0,02 (б) и 0,001° С/с (в)
ВТ6 (//) и ВТ8 (Ш) после охлаж-
200 400 600 800 1/v
Id------1------------------------------J
0,10,2 0,005 о,001
Рис. 102. Зависимость толщины
а-пластин от скорости охлажде-
ния сплавов из fl-области:
1 — ВТ5; 2 — ВТ6; 3 — ВТ8
Быстрое охлаждение литого деформированного металла
приводит к образованию мартенситной а'-структуры.
Пластинчатая структура, характерная для слитков тита-
новых сплавов, образуется в процессе медленного охлаж-
дения с температур p-области, поэтому для изучения
влияния скорости охлаждения из p-области на структу-
ру и механические свойства титановых сплавов в литом
состоянии были выбраны достаточно малые скорости.
Литые образцы сплавов ВТ5, ВТ6 и ВТ8 нагревали до
1050° С в ампулах, откачанных до давления ЫО-2 мм
рт. ст., и охлаждали со скоростями 0,1; 0,02; 0,005 и
0; 001° С/с.
Исследования показали, что с уменьшением скорости
охлаждения из p-области образуется более грубая пла-
стинчатая структура (рис. 101)
Сопоставление кривых зависимости толщины a-пла-
стин от скорости охлаждения для различных сплавов
(рис. 102) подтверждает, что на толщину a-пластин на-
ряду со скоростью охлаждения существенно влияет со-
став сплава; более легированным сплавам присуще бо-
лее тонкое внутризеренное строение.
Определение механических свой-
ств литых образцов сплавов ВТ5,
ВТ6 и ВТ8 после охлаждения из р-
области со скоростями 0,1—0,001°С/с
(рис. 103) показало, что по мере
уменьшения скорости охлаждения
предел прочности вначале снижает-
ся, а затем остается практически
постоянным или в ряде случаев да-
же несколько повышается (на 2—
5 кгс/мм2).
Такому характеру изменения
прочности можно дать следующее
объяснение. При уменьшении скоро-
сти охлаждения из p-области одно-
фазных a-сплавов (ВТ5) одновре-
менно протекают два процесса.
Первый — огрубление структуры,
второй — устранение концентраци-
онной неоднородности, возникаю-
щей в процессе неравновесной фа-
зовой перекристаллизации. До опре-
г/с/с •
Рис. 103. Зависимость
механических свойств
сплавов от скорости ох-
лаждения из fl-области:
1 — сплав ВТ5; 2 — сплав
ВТ6; 3 — сплав ВТ8
деленной скорости основное влияние на механические
свойства оказывает первый процесс и прочность пони-
жается, затем усиливается влияние второго фактора и
дальнейшее огрубление структуры не сопровождается
снижением прочности. В двухфазных (а+Р)-сплавах
(ВТ6, ВТ8) понижение прочности с уменьшением скоро-
сти охлаждения можно объяснить огрублением частиц а
и p-фаз. Снижению прочности в этих сплавах при умень-
шении скорости охлаждения препятствует изменение ко-
личественного соотношения а и p-фаз и их упрочнение в
результате обогащения легирующими элементами (сплав
приближается к равновесному состоянию, соответствую-
щему низким температурам). Пластичность (относитель-
ное удлинение и поперечное сужение) литых образцов
сплавов ВТ5, ВТ6 и ВТ8 при уменьшении скорости ох-
лаждения из р-области с 0,1 до 0,001°С/с несколько по-
вышается, хотя и не достигает пластичности отожжен-
ных деформированных полуфабрикатов.
То обстоятельство, что относительное удлинение и
поперечное сужение повышаются с понижением скорос-
ти охлаждения, несмотря на укрупнение пластин, приво-
дит к мысли, что одной из причин пониженного значения
этих свойств в литом металле по сравнению с деформи-
рованным и отожженным при низких температурах яв-
ляется также его меньшая гомогенность (вследствие
микросегрегации в процессе фазовой перекристаллиза-
ции).
В результате исследования структуры и свойств слит-
ков титановых а- и (а+Р)-сплавов и сопоставления их
со структурой и свойствами деформированных полуфаб-
рикатов было установлено, что одна из особенностей
структуры этих сплавов в литом состоянии — пластинча-
тое строение и что такое строение (в сочетании с боль-
шой величиной зерна) является причиной пониженных
механических свойств слитков по сравнению со свойства-
ми деформированного металла. В связи с этим представ-
ляет интерес изучить влияние термической обработки на
внутреннее строение и механические свойства титановых
сплавов в литом состоянии. Термическая обработка а-
сплавов ниже температуры фазового превращения не уст-
раняет исходной пластинчатой структуры, и механиче-
ские свойства сохраняются при этом практически те же,
что и у исходных слитков. В том случае, когда образцы
нагревают до температуры р-области, их структура и
свойства определяются в первую очередь последующей
скоростью охлаждения. При медленном охлаждении вновь
образуется пластинчатая структура и свойства близки к
исходным. При быстром охлаждении фиксируется мар-
тенситная структура. В этом случае, хотя пластичность
и сохраняется на уровне пластичности исходного литого
материала, прочность повышается на 10—15 кгс/мм1 2.
Если образцы, предварительно закаленные с темпе-
ратур р-области, подвергнуть повторной термической об-
работке при температурах a-области, то пластичность и
прочность, полученные после закалки, сохраняются
(рис. 104,а, б). Для сравнения такой обработке одно-
временно были подвергнуты образцы в исходном литом
состоянии и после закалки с 1100° С. На рис. 104 на са-
мой оси ординат отложены значения механических
свойств сплавов в исходном литом состоянии.
Подобная картина наблюдается и в двухфазных
сплавах типа ОТ4 (рис. 104,в), хотя в этих сплавах су-
щественное влияние на механические свойства оказыва-
ет также изменение соотношения фаз в результате об-
работок при различных температурах. Поэтому повы-
шение температуры закалки образцов в исходном
литом состоянии приводит к повышению прочностных
Рис. 104. Механические свойства сплавов ВТ] (а), ВТ5-1 (б) и ОТ4 (в) в ли-
том состоянии после различной термической обработки:
1 — выдержка в печи 30 мин+охлаждение в воде; 2 — выдержка при 1100° С,
30 мнн+охлаждение в воде+выдержка в печи 30 мин4-охлаждение в воде
характеристик. Существенного прироста поочности пос-
ле закалки из p-области и обработки при температурах
верхней части двухфазной (а-фр)-области по сравнению
с обычной закалкой с этих температур не наблюдается
(прочностные характеристики определяются в этом слу-
чае практически только фазовым составом).
Сам факт положительного влияния на структуру и
свойства титановых сплавов быстрого охлаждения из
P-области и последующего отпуска был впервые отмечен
в работе В. А. Ливанова, А. А. Бухановой и Б. А. Кола-
чева. Авторы объяснили положительное влияние такой
термической обработки явлением фазового наклепа, ус-
пешно используемого в других полиморфных металлах и
сплавах [12]. Ими был проведен расчет напряжений,
возникающих в процессе закалки и фазовой перекри-
сталлизации, который показал возможность измельчения
зерна титановых сплавов путем термической обработки,
аналогично измельчению зерна в сталях. Следует, прав-
да, отметить, что не менее подробные исследования
В. Д. Садовского, Г. И. Богачева и др. [14] противоре-
чат этому выводу.
В. А. Ливанов с сотрудниками на основании получен-
ных данных предложили применять термическую обра-
ботку, состоящую в быстром охлаждении из p-области с
последующим отпуском при температуре a-области для
исправления структуры и свойств полуфабрикатов, ис-
порченных в процессе деформации или термической об-
работки. Ими показано, что такая обработка основное
влияние оказывает на пластические характеристики.
В наших исследованиях литого материала, обладаю-
щего значительно более низкими по сравнению с дефор-
мированным материалом не только пластическими, но и
прочностными характеристиками, удалось установить
положительное влияние подобной термической обра-
ботки на прочность титановых сплавов. Однако сколько-
нибудь существенного улучшения пластичности исходно-
го литого материала не обнаружено. Следует отметить
также, что измельчения зерна не наблюдалось, хотя при
микроанализе границы исходного p-зерна выявлялись не
столь четко.
По нашему мнению, улучшение свойств титановых
сплавов после быстрого охлаждения из p-области и по-
следующего отпуска при более низких температурах
можно объяснить не измельчением зерна, а изменением
PHiSrMvTCTpynypa сплавов БТ1-1 (а) и BT5-1 (б) после закалки
*“ * lUv AzUl)
Рис. 106. Микроструктура сплавов после термической обработки. Х200:
а —сплав ВТ1-1, режим обработки 1100° С 30 мин+закалка в воду4-800° С,
30 мин+закалка в воду; б —сплав ВТ5-1, режим обработки 1100° С,
30 мин+закалка в воду+1000°С, 30 мин+закалка в воду
ориентировки а-пластин, которая в сочетании с величи-
ной исходного p-зерна полностью определяет механиче-
ские свойства.
Микроанализ литых образцов, подвергнутых закалке
из р-области, а затем повторно обработанных при темпе-
ратуре a-области, подтвердил, что после такой обработ-
ки в структуре не наблюдается одного предпочтительно-
го направления развития пластин a-фазы. В этом случае
ориентировка а-пластин подобна ориентировке игл
а'-фазы в образцах, закаленных из р-области (рис. 105).
В отдельных зернах иглы a-фазы располагаются строго
под углом 60 град.
В структуре образцов сплавов ВТ1-1 и ВТ5-1, под-
вергнутых закалке и отпуску, отчетливо видны три на-
правления, по которым проходило развитие пластин
a-фазы (рис. 106). Особенно это заметно в том случае,
когда повторная обработка проводилась в интервале
температур (а+р)-области (сплав ВТ5-1). Большая
часть шлифа еще занята а'-фазой, и направления разви-
тия появляющейся a-фазы хорошо выявляются (рис.
106,6). Именно такое переплетение а-пластин и приво-
дит к повышению предела прочности.
Глава 6
ТЕХНОЛОГИЯ
ПРОИЗВОДСТВА слитков1
Выбор технологической схемы производства слитков за-
висит от их назначения и требований к качеству полу-
фабрикатов. Для основной массы слитков главное тре-
бование — чистота металла от внутренних включений,
а также однородность химического состава и экономич-
ность процессов. Для некоторых отраслей промышлен-
ности, где требуется главным образом коррозионная
стойкость (например, в гидрометаллургии, нефтехимии)
и где в основном применяется технический титан, эконо-
мичность процесса выступает на первый план.
Кроме обеспечения высокого качества и экономично-
сти, технологическая схема производства слитков долж-
на удовлетворять требованиям техники безопасности.
1. ПРИГОТОВЛЕНИЕ РАСХОДУЕМЫХ ЭЛЕКТРОДОВ
Основной способ приготовления расходуемых электродов
для вакуумной дуговой плавки в нашей стране —полу-
непрерывное прессование через конусную проходную
матрицу.
Промышленное оформление этого метода может быть
осуществлено на базе горизонтальных и вертикальных
гидравлических прессов, способных создавать удельные
давления в пределах 3,5—6,0 тс/см2.
Недостаток прессования на горизонтальных прес-
сах— это то. что естественное (под действием силы тя-
жести) перемещение шихтовых материалов пошихтопри-
водам из бункеров и дозаторов и в самой порции шихты
при ее движении в приемной воронке и во втулке осуще-
ствляется в вертикальном направлении, в то время как
принудительное движение прессуемой массы в матрице-
втулке производится в горизонтальном направлении. Это
приводит к расслоению шихтовых материалов по фрак-
* Авторы: В. В. Тетюхин, Е. И. Морозов, М. И. Мусатов.
циям и плотности в поперечном сечении электрода, соз-
давая ярко выраженную неоднородность состава по се
чению и неидентичность значений коэффициента трения
по периметру. Отсюда — малые плотность (3,5—3,8 кг/
/см3) и механическая прочность электродов, значитель-
ная кривизна (5—15 мм на 1 погонный метр) и предпо-
сылки для получения неоднородного по сечению слитка
первого переплава..
Все это явилось основанием дчя использования вер-
тикальных специализированных гидравлических прессов
усилием до 10000 тс, предназначенных для прессования
электродов диаметром 350—650 мм.
Непрерывный метод прессования на вертикальных
прессах дает принципиальную возможность получения
достаточно длинного и однородного в поперечном сече-
нии электрода, так как направление естественного дви-
жения составляющих шихты под действием силы тяже-
сти и направление принудительного движения прес-
суемой массы в данном случае совпадают. Однако эта
возможность может быть реализована только при опре-
деленных условиях.
Шихта (губка, легирующие, оборотные отходы) пред-
ставляет собой смесь сыпучих кусковых материалов, зна-
чительно отличающихся друг от друга по форме, плот-
ности, номинальной массе, размерам, сцепляемости
(схватываемое™), коэффициенту трения между собой и
с материалом матрицы-втулки.
Хотя все шихтовые материалы сбрасываются с весов
автоматического дозатора одновременно, в один общий
поток, при движении по желобу (в направлении к при-
емной воронке матрицы-втулки) происходит их расслое-
ние, которое сохраняется и в матрице-втулке в процессе
спрессовывания порции. Неоднородность распределения
усугубляется тем, что шихта поступает в приемную во-
ронку с большой скоростью под углом (~45°) к оси
втулки. Это приводит к тому, что, во-первых, по пери-
метру электрода (границе соприкосновения с внутренней
поверхностью втулки) состав шихты не одинаков и, сле-
довательно, не одинаковы скорости движения прессуе-
мой массы, и, во-вторых, в отдельных макрообъемах мо-
гут скапливаться одни «не сцепляемые» компоненты
шихты, например отходы или легирующие добавки.
В итоге электрод приобретает недопустимую кривизну,
что приводит к уменьшению зазоров между электродом
и изложницей при плавлений и возможному перебросу
дуги на стенку изложницы или ослаблению какого-либо
участка в сечении электрода, что связано с опасностью
разрушения его в процессе транспортировки и плавле-
ния. Кроме того, у поверхности электрода создаются объ-
емы с повышенной концентрацией легирующих элемен-
тов, опасные с точки зрения образования в слитках де-
фектов типа химической неоднородности.
Любая приемлемая схема создания однородной мас-
сы во втулке при прессовании на вертикальных прессах
должна включать остановку расслаивающего потока
шихты в непосредственной близости от втулки, усредне-
ние его состава и прохождение с малой скоростью по ко-
роткому желобу (что исключает повторное расслоение)
в центральную часть втулки.
Были опробованы различные варианты смесителей:
типа трубчатых печей с винтовым шнеком для отжига
клинкера; типа плуга, перемещающего нижний пласт
шихты наверх, и т. д. Самым удачным и подходящим для
исследуемого материала оказался смеситель в виде по-
лой груши со стационарными внутренними лопастями,
аналогичный применяемым для приготовления бетонной
массы. Он перемещается в двух направлениях — вокруг
оси симметрии и под углом 90° к вертикали в две сторо-
ны. Причем эти движения могут осуществляться одно-
временно.
Шихта поступает во вращающийся смеситель, ось
вращения которого наклонена в этот момент приблизи-
тельно на 45° к горизонту. После засыпки всей порции
груша поворачивается в строго вертикальное положение
и затем в другую сторону (в сторону втулки) также при-
близительно на 45—30° к горизонту, не прекращая вра-
щения. Перемешивание продолжается в течение всего
единичного цикла прессования предыдущей порции, т. е.
1—2 мин.
После подъема прессштемпеля на 400—500 мм выше
уровня приемной, воронки смеситель наклоняется в поло-
жение ссыпки и шихта непрерывным регулируемым по-
током, продолжая перемешиваться, в течение заданного
(углом наклона барабана) промежутка времени ссыпа-
ется по желобу в приемную воронку матрицы-втулки.
Варьируя угол наклона барабана и угол наклона желоба
(который должен быть не менее 40°), можно добиться
очень плавной и мягкой ссыпки с тем, чтобы поток ших-
ты был направлен в среднюю часть втулки. Перемеще-
Рис. 107. Схема процесса прес-
сования электродов диаметром
350—650 мм на прессе усилием
10 тыс. т:
1 — бункера для шихты; 2 — ве-
сы автоматического дозатора;
3 — шихтопровод; 4 — смеси-
тель в трех последовательных
положениях (7 — прием шихты,
II — перемешивание, III —
ссыпка); 5 — желоб; 6 — пресс-
штемпель .с фигурной шайбой;
7 — прессштемпель с плоской
шайбой; 8— втулка контейне-
ра; 9 — контейнер с приемной
воронкой; 10 — первая направ-
ляющая втулка; 11 — подвиж-
ный стол; 12 — вторая направ-
ляющая втулка; 13 — станина
пресса; 14 — электрод; 15 — при-
емный транспортируемый пе-
нал для электрода с механиз-
мом выгрузки
ние шихты по желобу длиной
1—2 м не приводит к ее сколь-
ко-нибудь ощутимому расслое-
нию.
Описанным способом доста-
точно эффективно решается
проблема усреднения шихты и
производства однородного по
сечению электрода. Это позво-
лило не только стабилизиро-
вать процесс прессования,
упрочнить электроды и тем са-
мым создать предпосылки для
получения длинных (до 5 м)
электродов, но и подготовить
условия для выплавки одно-
родных по составу слитков
первого переплава, а также да-
ло техническую возможность
вовлекать в шихту до 30—35%
отходов, в том числе до 10—
15% стружки.
Общая кривизна электрода
на длине до 5 м не должна
превышать 20 мм. Большая
кривизна ухудшает центровку
электрода в изложнице, делая
тем самым процесс плавления
менее стабильным и соответст-
венно менее безопасным. Кро-
ме того, неравномерный зазор
по периметру электрода при-
водит к неравномерному по пе-
риметру проплаву слитков, что
не всегда можно устранить в
процессе их последующего пе-
реплава.
Методы правки, обычно
применяемые при производст-
ве прессованных, катаных и ко-
ваных полуфабрикатов, в дан-
ном случае не могут быть ис-
пользованы, так как отпрессо-
ванные из сыпучих и разно-
родных шихтовых материалов электроды имени практи-
чески нулевую пластичность, и правка электродов приво-
дит к их разрушению.
В связи с этим была использована система центриру-
ющих и правящих электрод втулок. Втулки устанавлива-
ют соосно с матрицей-втулкой последовательно одну за
другой (рис. 107, 108).
Диаметр первой втулки не более чем на 5 мм превы-
шает диаметр электрода, диаметр каждой последующей
втулки не более чем на 10 мм превышает диаметр преды-
дущей. Общая длина втулок —не менее половины длины
прессуемого электрода, а длина каждой из них — не
менее величины диаметра электрода.
Установка правящих и центрующих электрод втулок
позволяет осуществлять правку электрода в процессе са-
мого прессования непрерывно в результате непрерывной
(по мере его прессования) деформации (изгиба) электро-
да с ничтожно малыми степенями деформации, не приво-
дящими к его разрушению.
Ниже на примере получения электрода диаметром
515 мм дано описание единичного рабочего цикла прес-
сования. Шихта засыпается в приемную воронку не выше
верхнего уровня втулки в количестве 120—140 кг. Плот-
ность шихты pi равна 0,67—0,90 г/см3, высота столба 700—
800 мм, объем Vi порции 195000 см3. После засыпки прес-
штемпель опускается вниз, спрессовывая засыпанную
массу. Динамика увеличения общего усилия по мере опу-
скания прессштемпеля показана на рис. 108.
В течение первых 10—20 с, что составляет 20—25%
времени рабочего цикла прессования, происходит наибо-
лее значительное уменьшение исходного объема пор-
ции— в 3—3,5 раза с уплотнением шихтовой массы до
2,0—2,5 г/см3. Для дальнейшего продвижения прес-
сштемпеля вниз к границе перехода цилиндрической
части втулки в конусную и затем в верхнем поясе (30—
50 мм) конусной части втулки требуется резко увеличить
усилие прессования соответственно до 5—6 и 8—9 тыс. тс.
На этой стадии происходит деформация и сцепление
элементов шихты, плотность которой достигает 85—90%
от плотности отпрессованного электрода.
Следует иметь в виду, что требуемое для прессования
усилие при прохождении прессшайбой верхнего пояска
конусной части втулки, кстати максимальное для всего
рабочего цикла, затрачивается не только на уплотнение,
деформацию и сцепление шихтовых материалов, но и на
деформацию подложки, т. е. ранее отпрессованной пор-
ции электрода, находящейся в нижней половине конус-
ной части втулки, и на преодоление сил трения и сил
сцепления (схватывания) на границе электрод — внут-
ренняя поверхность втулки в момент, предшествующий
началу движения электрода. После начала движения
электрода (см. рис. 108) требуемое для прессования уси-
лие падает до 7 тыс. тс, т. е. до уровня, соответствующего
окончанию движения прессштемпеля вниз. В течение
этого времени шихтовая масса продвинулась до полови-
ны высоты конусной части втулки и окончательно офор-
милась в спрессованную до плотности 3,8—4,1 г/см3 таб-
летку, крепко сцепленную с ранее отпрессованной порци-
ей и всем электродом. Далее следует подъем прессштем-
пеля, засыпка очередной порции шихты и т. д. Выбор
оптимального положения очага наиболее интенсивной
деформации в конусной части втулки является за-
логом получения наиболее плотных и прочных элек-
тродов.
Разработка методов получения однородных по соста-
ву, прочных и ровных электродов длиной до 5500 мм и
диаметром до 650 мм в условиях их вертикального прес-
сования на мощных прессах позволила подготовить осно-
ву для выплавки крупногабаритных слитков первого и
второго переплавов с массой 2000—5000 кг из одного
целикового прессованного электрода (вместо сваривае-
мых в печи 2—6 электродов, изготовлявшихся ранее на
горизонтальных прессах) [1].
2. СХЕМА ВЫПЛАВКИ СЛИТКОВ
В условиях серийного производства слитков используют-
ся в основном две схемы плавления: одна для слитков
диаметром 3504-650 мм и длиной 800—1800 мм и вторая
для слитков диаметром 650—950 мм и длиной до 4000 мм.
Первая, схема базируется на применении печей со ста-
ционарными плавильной камерой и кристаллизатором и
отъемным поддоном, вторая — на применении печей со
стационарной плавильной камерой и отъемным кристал-
лизатором. Опробован еще один тип печи — со съемной
камерой и съемным кристаллизатором, который является
дальнейшим шагом на пути оптимизации эксплуатацион-
ных качеств ВДП при условии использования агрегатов
в отдельном боксе или в варианте жидкометаллическо-
го охлаждения.
Печь с отъемным кристаллизатором (и особенно в
сочетании с отъемной камерой) более рациональна и
производительна, так как позволяет выплавлять слитки
значительно большей длины. Поскольку обе схемы отли-
чаются и основном только методом загрузки расходуемо-
го электрода в печь и существо всех технологических
процессов идентично, то весь комплекс оборудования,
обеспечивающий функционирование второй схемы, пред-
ставляет большие технологические и производственные
возможности.
Характеристика технологического процесса будет да-
на преимущественно на примере производства крупно-
габаритных слитков диаметром 650—950 мм. Схема про-
цесса изображена на рис. 109.
Первый и второй переплавы осуществляются в одних
и тех же агрегатах; различие только в используемых
источниках тока: для первого переплава 25 кА, для вто-
Рис. 109. Схема ведения процесса и а ВДП конструкции типа ДТВ8.7-Г10:
I— загрузка расходуемого электрода в подготовленный литейный комплект
(кристаллизатор с поддоном); II — центровка электрода в проточке на поддоне
и клиньями у фланца изложницы; III — установка собранного комплекта иа
печь и приварка расходуемого электрода к переходнику; IV — плавление
электрода; V — разборка комплекта после охлаждения слитка (снятие кри-
сталлизатора со слитка); VI— внепечная аргоно-дуговая сварка двух слнткор
первого переплава (подготовка расходуемого электрода к переплаву)
рого 37 кА. Причем различие это условно, так как с
увеличением прочности прессованных электродов на пер-
вом переплаве могут быть достигнуты более высокие
плотности тока.
Максимальная производительность печей достигается
при работе на обоих переплавах с кристаллизаторами
предельной длины ~5м.
При производстве слитков диаметром 350—650 мм
слиток первого переплава выплавляется также из одно-
го прессованного электрода, а второго — из двух сварен-
ных между собой (вне печи) слитков первого переплава.
Независимо от вида переплава печи типа ВД-650М (диа-
метр кристаллизатора 350—575 мм) оснащены источни-
ками тока на 15—16 кА, печи типа ДВС-5М (диаметр
кристаллизатора 575—670 мм) источниками тока на
30—37 кА.
Эксплуатация длинных кристаллизаторов подразуме-
вает первый переплав прессованного электрода диамет-
ром 450—650 мм, длиной 4000—5000 мм и второй пере-
плав двух слитков первого переплава (каждый из кото-
рых получен из одного электрода), сваренных между,
собой литниковыми торцами внепечной аргоно-дуговой
сваркой.
Диаметр слитков первого переплава 560—850 мм, мас-
са 2500—5000 кг, длина 2000—2600 мм. Диаметр слитков
второго переплава 650—950 мм, масса 2500—10000 кг,
длина 2500—4000 мм. На первом и втором переплавах
расходуемый электрод расплавляется полностью, за
исключением слитков особо ответственного назначения
(как правило, средне- и сложнолегированных сплавов).
В этом случае при втором переплаве расходуемый элек-
трод расплавляется не до конца и оставшаяся часть высо-
той 50—100 мм, примыкающая к переходнику, расплав-
ляется в специальный короткий кристаллизатор, уста-
навливаемый на печь после снятия с нее рабочего ком-
плекта.
В этом разделе описаны общие моменты, характер-
ные для процессов первого и второго переплавов. В по-
следующих разделах будут более подробно рассмотрены
их особенности и те проблемы, решение которых (с уча-
стием А. И. Романова, Ю. М. Прилуцких, А. И. Краше-
нинина, В. И. Соболя и Г. А. Безрукова) позволило со-
здать процесс производства слитков методом ВДП в его
современном оформлении.
3 ПЕРВЫЙ ПЕРЕПЛАВ РАСХОДУЕМЫХ ЭЛЕКТРОДОВ
При первом переплаве протекают сложные физико-хими-
ческие процессы, к которым относятся: удаление кристал-
лизационной влаги из хлористого магния в процессе
нагрева электрода или взаимодействие ее с металлом;
испарение магния, хлористого магния, алюминия, титана
и других элементов с разогретого торца электрода, с
жидкой пленки на торце и с поверхности расплава; интен-
сивное перемешивание расплава в лунке; экстракция во-
дорода из разогретого и жидкого металла; ликвацпонные
процессы, связанные с затвердеванием металла.
Чтобы на фоне этих многообразных и порой трудно-
управляемых явлений создать стабильный процесс вы-
плавки слитков, необходимо решить, по крайней мере,
четыре основные проблемы, сопутствующие этому виду
переплава (особенно с увеличением емкости печей и мас-
сы слитков):
1) исключить длительную ионизацию в зазоре между
электродом и изложницей;
2) исключить дуговые пробои между слитком и излож-
ницей;
3) обеспечить удовлетворительное качество проплава
поверхностных слоев слитка;
4) подобрать условия для получения из прессованных
электродов однородного по составу слитка с минималь-
ной вероятностью проявления случайной ликвации.
Ионизация
Специфика первого переплава заключается, в частности,
в том, что приходится иметь дело не с хорошо проплав-
ленным и дегазированным расходуемым электродом, од-
нородным с точки зрения параметров, определяющих ха-
рактер горения дуги (работа выхода электронов, потен-
циал ионизации и возбуждения, упругость паров и т. д.),
а с блоком из механически усредненных разнородных
материалов и примесей (в том числе газовых и легко
испаряемых), обладающих различными свойствами и
поступающих в зону воздействия дуги не в одно и то же
время. Это обстоятельство снижает стабильность процес-
са и усложняет работу регулирующих систем. Два явле-
ния — ионизация в промежутке (зазоре) между электро-
дом и изложницей и характер испарения и конденсации
рада низкокипящих примесей и легирующих добавок
(Mg, MgCl2, Мп и др.) — контролируют процесс горения
дуги и плавления расходуемого прессованного электрода,
особенно при выплавке крупногабаритных слитков.
Ионизацией при плавке титана условно называют
сложный комплекс явлений, состоящий из непосредствен-
но ионизации и возбуждения паров или газов в зазоре
между периферийной кромкой расплава, стенкой излож-
ницы и поверхностью расходуемого электрода и свечения.
Основная часть светящегося облака имеет зеленовато-
голубой цвет, который в непосредственной близости к
электроду и изложнице (точнее «короне» слитка) сменя-
ется на желтые и красные тона.
Свечение может быть кратковременным и в виде не-
четко выраженного шлейфа следовать за анодным пят-
ном, скользящим по траекторий, соответствующей проек-
ции периферийного ободка электрода; может
продолжаться 1—5 с, отрываясь от дуги и самостоятель-
но высвечивая зазор между электродом и изложницей,
и, наконец, может принимать затяжной характер (8—10
и более секунд), скрывая под своим ярким и плотным
сиянием зеркало ванны и нижний конец электрода.
Поскольку единственным визуальным признаком,
характеризующим «ионизацию», является сопровождаю-
щее ее свечение, то по его характеру и длительности
судят о существовании всего процесса в целом, особен-
ностях и продолжительности его функционирования.
Ионизация такого типа наблюдается при выплавке всех
титановых сплавов, не содержащих марганца. Для по-
следних наряду с отмеченными признаками наиболее
характерна другая разновидность — несколько туманное
и не очень яркое свечение, достаточно прозрачное, чтобы
видеть расплав.
На рис. ПО изображены участки диаграмм записи
напряжения на дуге и давления в печи, типичные для
процесса с мгновенной (7, а, б, в) и более длительной,
в течение 2—6 с (II, а, б, в), ионизацией при плавлении
электрода диаметром 515 мм сплава ПТ-ЗВ.
Для всех композиций, содержащих алюминий, мо-
либден, хром, кремний, железо, олово, ванадий и цирко-
ний, обязательный признак на диаграмме напряжения —
различные по длительности, величине (амплитуде) и
частоте повторяемости скачкообразные провалы в диа-
пазоне 1—6 В.
Для технически чистого титана наблюдается Принци-
пиально аналогичная картина с той лишь разницей, что
токовый режим плавки более стабилен, провалы по на-
пряжению наблюдаются реже и имеют значительно мень-
шую амплитуду.
Для сплавов, легированных марганцем, кривая записи
напряжения на дуге еще более спрямлена, и в отличие
от всех других сплавов четко выраженная ионизация со-
провождается в большинстве случаев (рис. 111) пиками
напряжения, хотя наряду с ними (особенно во второй по-
ловине процесса плавки) можно зафиксировать и скач-
кообразные провалы значений напряжения, но с
Рис. ПО. Параметры плавления прессованного электрода диаметром 515 мм
сплава ЗВ в изложнице диаметром 670 мм (стрелками с цифрой 1 показаны
провалы и пики напряжения и давления):
I, а, б, в — соответственно диаграммы записи напряжения, иа дуге, величины
тока дуги и давления печи при мгновенной ионизации в зазоре между элек-
тродом и изложницей; II, а, б, в — те же параметры при более длительной
ионизации
заметно меньшей амплитудой, чем у других спланон
(рис. 111, и).
Существует прямая связь между появлением иониза-
ции, изменением (по сравнению со средним уровнем)
величины напряжения на дуге и повышением давления
в печи. На рис. 110 приведены две диаграммы записи
величины тока дуги и давления в камере печи.
Стрелками (цифра 1) показаны провалы и пики соот-
ветственно на диаграммах напряжения и давления, свя-
занные с появлением ионизации. Причем кратковремен-
ная ионизация сопровождается столь же кратковремен-
ным падением напряжения на 1—1,5 В, более длитель-
ная— до 6 В. Более длительной и четко выраженной
Рис. 111. Типичные диаграммы плавления (запись напряжения на дуге) при
наличии ионизации. Переплав электродов диаметром 515 мм в изложнице диа-
метром 670 мм:
с —BT9; б —ВТ8; е —ВТЗ-1; г — ВТ20; д — сплав Ti —6,0% Al; е —ВТ5-1;
ж — ВТ1-00; з — 10Т4; и — 0Т4
ионизации соответствует и временное повышение давле-
ния в печи (в плавильной камере) на 100—250 мкм рт, ст.
(при базовом давлении 100—150 мкм рт. ст.).
Представленные на рис. 112 диаграммы характеризу-
ют динамику изменения напряжения на дуге и давления
в печи в течение всего периода плавки электрода диа-
метром 515 мм сплава ВТ9. Легко заметить, что с течени-
ем времени, особенно во второй половине периода плав-
ления, ионизация усиливается и кратковременные
провалы по напряжению (стрелки 1) заменяются на зна-
чительно более ощутимые как по длительности, так и по
величине амплитуды (стрелки 2).
Аналогичная картина наблюдается и на диаграмме
давления. При этом еще раз следует подчеркнуть син-
хронность всех трех явлений —- визуально фиксируемой
ионизации, падения напряжения на дуге и резкого подъе-
ма давления в плавильной камере.
Описанные закономерности в полной мере справедливы
для всех титановых сплавов, и с оговорками — для тех-
а — запись напряжений на дуге в течение всей плавки (220 мин); б — запись
давления в камере печи в течение всей плавки
нически чистого титана (ВТ1-0, ВТ1-00) и сплавов, со-
держащих марганец (ОТ4, ОТ4-1, ОТ4-0).
На рис. 111 представлены типичные диаграммы запи-
си напряжения на дуге (при наличии ионизации) для
всех типов сплавов с участием практически всех элемен-
тов, применяемых в качестве легирующих.
Завершая описание внешних признаков проявления
ионизации, можно отметить, что на втором переплаве при
давлении в камере печи 50—156 мкм рт. ст. она практи-
чески отсутствует.
Всем перечисленным фактам можно дать следующее
объяснение.
Температура дуги, соответствующая минимальному
градиенту потенциала, при условии черного излучения
(в отношении печной дуги с ее громадными токами, вы-
сокими температурами и плотностями энергии такое
допущение вполне приемлемо) может быть определена
по формуле [2]
7 = 80017,., (1)
где Ut— эффективный потенциал ионизации газа или
пара, в котором горит дуга.
Эта формула не совсем точна (тем более, что все на-
блюдения и расчеты, с которыми она связана, касались
дуг, горящих при атмосферном давлении), но все же мо-
жет быть использована для ориентировочных расчетов.
Значения потенциалов ионизации для титана и всех
элементов, которые являются легирующими добавками
или металлическими примесями в титановых сплавах
(см табл. 37), лежат в пределах 5,99—7,94 В.
Газовые примеси в целях упрощения анализа не учи-
тываются, хотя влияние их на формирование дугового
разряда весьма существенно, и в этом заключается еще
одно отличие переплава литого электрода от переплава
прессованного электрода в динамическом вакууме. В пер-
вом случае дуга горит в парах металлов (вакуумная
дуга), во втором — в смеси паров и газов, в частности
водорода и хлора (газовакуумная дуга).
Из формулы (1) следует, что температура дуги при
охлаждении лучеиспусканием должна колебаться в пре-
делах 4800—6400 К. На самом деле температура в стол-
бе дуги и соответственно в анодном и катодном пятнах
может быть значительно выше, так как эта зависимость
не учитывает влияния величины тока в печах с мощными
ЗНАЧЕНИЯ РАБОТЫ ВЫХОДА ЭЛЕКТРОНОВ <р, ПОТЕНЦИАЛОВ
ВОЗБУЖДЕНИЯ РЕЗОНАНСНЫХ ЛИНИЙ Цр,3И ПОТЕНЦИАЛОВ
ИОНИЗАЦИИ НЕКОТОРЫХ ГАЗОВ И ПАРОВ U{ [3, 5, 6]
Эле- мент <р, эВ иРез- В и,-, в Эле- мент <j. эВ "рез’ В Up в
н — 10,2 13,6 А1 3,74 5,99
Ня — 11,2—12,2 15,4 Sn 4,11 .— 7,33
о •— 9,1 13,6 Ti 4,09 6,80
Оя -—- 5,0 12,5 Zr 3,84 .— 6,92
N — 10,2 14,5 Mo 4,27 — / .35
N„ •— 6,1 15,8 V 4,11 — 6,76
Не — 20,86—21,2 24,6 Сг 4,51 —. 6,74
Аг — 11,56—11,77 15,7 Мп 3,95 — —
С1 — 9,2 13?0 Nb 3,99 .—. .—
С12 —- 3,6 — Fe 4,36 1,4 7,83
с 1,89 1,38—1,45 3,89 Si 3,59—4,02 -—. 7,94
Са 2,76 — 6,11 C 4,0—4,84 -— 11,22
Mg 3,46 2,7 7,61
многоамперными дугами (15—37 кА при плотности тока
на электроде 10—17 А/см2).
Итак, процесс характеризуется дугой, которая пере-
мещается в зазоре между электродом и зеркалом ра-
сплава, при этом катодное пятно ее скользит по нижнему
торцу электрода, а анодное—по зеркалу ванны, перио-
дически приближаясь к стенке изложницы. Питают дугу
пары металла, испаряющегося с зеркала расплава и кон-
ца торца электрода, а также газовые примеси, экстраги-
руемые из разогретого и расплавленного металла. Если
считать газовую составляющую в плазме постоянной, то
наиболее вероятно участие в формировании разряда тех
металлических элементов, у которых выше упругость па-
ров при температуре расплава (~2000° С) и столба дуги
(условно 4500—6200° С) и ниже значение потенциала
ионизации. К таким элементам, судя по данным, приве-
денным в табл. 37 и 38, можно в первую очередь отнести
алюминий, кальций (примесь в лигатурах, полученных
алюмотермическим способом), магний (примесь в губке),
хром, марганец, олово и, наконец, сам титан. Поскольку
электрод не является однородным (в микрообъемах), а
представляет собой механическую смесь различных ком-
ТЕМПЕРАТУРА ПЛАВЛЕНИЯ, КИПЕНИЯ И УПРУГОСТЬ ПАРОВ
РЯДА ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ И ПРИМЕСЕЙ ТИТАНА
ra ex s Ф га СХ^ -г о is X Я СХМ
t-< >> к ь s га К flj к • s s <d s ь m CXCXK ° ь q н сз к ех га и £ *6 ф — . £ СХ £ 1 Н И й
Ф й Ф Ч О P. Ф Ф 4f1 C pc Й raO ф ч . H c Давле! пара n; перату । плавле мм рт. ехд ~ Ф к g к ф Й й Cq ф кёо г-1 И Ь- о схга о Ч ф Ч fcf Ч Е к сх<я й о <у н ф се ш ф Н сх^й Давле! пара п (мкм р От - г< О® ~ X
Mg 651 2,2X10-3 1107 605 1000 9,71X10-3
Са 810 8,75X10-2 1175 817 1000 1,12X10-2
А1 660 1,2Х10-з 2200 1279 1000 7,69X10-3
С 3500 — 3927 2129 10-2 4,13X10-8
Si 1410 31,6 3392 2036 60 000 7,01X10-3
1670 1000
Ti 1667 84,3 3302 1965 1000 8,53X10-3
Zr 1865 40,7 4474 2001 10 1,17X10-2
Sn 232 0 2270 1609 1 000 1,47X10-2
V 1917 0,65 3379 2079 100 8,6 ХЮ-4
Nb 2500 0,6 4367 2194 10-2 1,16X10-2
Cr 1900 6,35X10—4 2260 1504 1 000 1.0Х10-2
2067 60 000
Mo 2622 22,0 — 2095 10—1 1,18х10-в
Mn 1244 9.04Х10-2 1900 2029 400 000 1,11X10-2
(400 °C при 50 мкм рт. 1251 1000
ст.)
Fe 1535 37,2 3285 2039 10 000 9,60X10-2
1783 1000
MgCl2 460 — 1418 — — —
(700 °C при 50 мкм рт.
ст.)
понентов, то в зоне катодного пятна в каждый момент
времени (несмотря на некоторое усреднение металла в
жидкой пленке на торце электрода) оказывается металл
разного состава, с преобладанием того или иного компо-
нента. Соответственно изменяется и состав пара и ионов
в дуге, а также среднее значение эффективного потенциа-
ла ионизации, что наряду с закорачиванием дугового
зазора образующимися каплями жидкого металла при-
водит к колебаниям напряжения на дуге с той или иной
амплитудой. При горении мощных печных дуг, особенно
в момент, когда катодное пятно находится у кромки
торца электрода или на его боковой поверхности, анод-
ное — в периферийной зоне зеркала расплава и столб
дуги максимально приближен к стенке изложницы, соз-
даются условия для термической ионизации, фотоиони-
зации и ионизации за счет неупругих соударений первого
рода в зазоре между электродом (—) и изложницей (-}-).
Ионизируемым материалом в этом случае являются
опять-таки пары сравнительно легко испаряемых и иони-
зируемых элементов и соединений, а именно — алюминия
(и лигатур с алюминием), обогащающего «корону» слит-
ка (например, в «короне» слитка сплава ВТЗ-1 содержа-
ние алюминия в 2,5—3 раза, а хрома в 5 раз превышает
расчетный состав), а также магния и хлористого магния,
сконденсированных на внутренней поверхности изложни-
цы выше уровня «короны» или присутствовавших на
внутренней поверхности изложницы еще до плавки.
Определяющее влияние алюминия, магния и хлори-
стого магния на ионизацию подтверждено опытами [4].
Во-первых, сплавление электродов с искусственным вве-
дением алюминия (на участок боковой поверхности
электрода в виде кольцевого бандажа шириной 50 мм
и толщиной 5—6 мм) и хлористого магния и магния (в
среднюю часть навески и в пакете, прикрепленном к бо-
ковой поверхности электродов) сопровождалось появле-
нием заметной ионизациии в зазоре и соответственно
скачкообразным падением напряжения на дуге и увели-
чением давления в камере печи. Во-вторых, анализ диа-
грамм записи напряжения (рис. 111) говорит о том, что
характер их для тех сплавов, где присутствует в качестве
добавки только алюминий, совершенно идентичен. Там,
где алюминия нет (сплав ВТ1-00) или очень мало —
0,3—0,5% (ВТ1-0), характер диаграммы меняется и ам-
плитуда колебаний (вниз) становится значительно
меньше.
В-третьих, по ходу плавки (особенно к концу) увели-
чивается частота и амплитуда толчков вниз по напряже-
нию. Это коррелируется с накоплением хлоридов магния
и магния на стенках изложницы выше уровня «короны».
Об этом же говорит и тот факт, что первые плавки в но-
вой изложнице, когда еще все неровности на ее внутрен-
ней поверхности не заполнены конденсатом (хлористым
магнием и магнием), проходят без ярко выраженной
ионизации.
Свечение паров в зазоре связано с их возбуждением
и рекомбинацией (деионизацией) ионов. Испарение ука-
занных выше элементов в зоне зазора при прохождении
там дуги носит взрывной характер и сопровождается пи-
ком на диаграмме записи давления в плавильной камере
печи.
Толчки давления, являющиеся следствием образова-
ния паров, в камеру передаются через остаточную га-
зовую фазу. Это было проверено путем установки перед
датчиком МТ6 водоохлаждаемого холодильника, где кон-
денсировались все пары, а также параллельным заме-
ром давления с помощью двух датчиков МТ6, один из
которых был установлен у самой камеры, а другой на
вакуум-проводе за фильтром, на расстоянии около 7 м
от камеры, что практически исключало попадание па-
ров в датчик. В обоих случаях (при искусственной кон-
денсации и без нее) кривые записи давления были иден-
тичны и пики соответствовали периоду ионизации.
Итак, вслед за дугой, проходящей около стенки из-
ложницы. в виде шлейфа перемещается облако ионизи-
рованных, возбужденных и излучающих паров, непре-
рывно пополняемых алюминием, магнием, хлористым
магнием и, естественно, титаном. Через это ионизирован-
ное облако, находящееся под определенным потенциа-
лом, как по тоннелю происходит утечка тока с электрода
на изложницу. Общая проводимость зазора между элек-
тродом (—) и изложницей с расплавом (-}-) возрастает
при снижении сопротивления, что приводит к падению
(наряду с эффектом от общего уменьшения эффективно-
го потенциала ионизации) напряжения в этой системе.
Как только дуга прошла место, обогащенное легко ис-
паряющимися и легкокипящими компонентами, равно-
весие нарушается и после протекания процессов реком-
бинации и диффузии ионизированное облако «гаснет».
Одновременно прекращается и утечка тока через этот
тоннель. Величина напряжения восстанавливается до
прежнего уровня.
По сути дела здесь приходится сталкива гься с крат-
ковременным проявлением разновидности разряда, ко-
торый Грубер [7] квалифицировал как тлеющий.
Длительность разряда определяется скоростью пере-
мещения дуги, временем функционирования «поставщи-
ка» (компонента со сравнительно высокой упругостью
паров и малым потенциалом ионизации) и устойчи-
востью основного дугового разряда между электродом
и расплавом. Как правило, этот разряд длится очень
недолго (0,5—2 с) и почти не ощутим на токовой диа-
грамме. Более длительный разряд (3—6 с) уже фикси-
руется в виде спада на диаграмме и объясняется тем,
что ионизированное облако (шлейф) отрывается от дуги
и некоторое время существует самостоятельно, имея дос-
таточное количество питающего его материала.
Более длительная и стабильная ионизация (более
8—15 с) наблюдается:
а) при падении на зеркало расплава извне (со сте-
нок изложницы, с заплечиков печи) конденсата (хлори-
дов магния и т. д.) и в этом случае определяется дли-
тельность его испарения;
б) при снижении силы тока на основной дуге и свя-
занным с этим ухудшением стабильности процесса и
увеличением сопротивления в столбе дуги.
Проведенный анализ явления «ионизация» в полной
мере справедлив для всех сплавов, кроме содержащих
марганец. Для последних, если в ионизации «повинен»
алюминий (слишком большая концентрация на поверх-
ности электрода) или хлориды, то действует тот же ме-
ханизм и наблюдается тот же внешний эффект (по цве-
ту разряда и по характеру записи диаграммы напряже-
ния). Однако в этих сплавах содержится большое коли-
чество (1,1—1,8%) легкокипящего марганца, который
и является постоянно присутствующей средой для раз-
ряда, оттесняющей на задний план прочие элементы и
соединения. Пары марганца постоянно генерируются в
зазор с поверхности расплава и поверхности торца элек-
трода, так как его температура кипения в вакууме ниже
температуры расплава. Поскольку давление в зазоре
между торцом электрода и зеркалом расплава выше,
чем давление в кольцевом зазоре между электродом
и изложницей на уровне зеркала расплава, то парциаль-
ное давление паров марганца в кольцевом зазоре боль-
ше, чем под электродом, и соответственно больше его
участие в формировании усредненного эффективного
потенциала ионизации в кольцевом зазоре, где образу-
ется разряд типа тлеющего, по сравнению с зазором
между электродом и расплавом, где горит основная ду-
га. Наоборот, роль паров алюминия более заметна в пи-
тании дуги и менее в поддержании тлеющего разряда.
А поскольку потенциал ионизации марганца (7,4 В) боль-
ше, чем алюминия (5,99 В), то эффективный потенциал
ионизации паров в зоне тлеющего разряда выше, чем в
основной дуге.
В связи с этим сильная ионизация в зазоре при
преобладающем участии паров марганца будет связана
с повышением напряжения во всей системе, что и наблю-
дается на диаграмме записи напряжения на дуге.
Разделение всех сплавов на три группы по виду диа-
грамм плавления и соответственно особенностям меха-
низма ионизации и составу плазмообразующих паров
хорошо согласуется с результатами графической обра-
ботки токовых параметров плавления этих групп.
При переплаве прессованных электродов в слитки
диаметром 650 мм при силе тока 25 кА напряжение на
дуге для сплавов ВТ1-00 и ВТ1-0 (первая группа), как
правило, лежит в пределах 40—42 В; для всех сплавов
с содержанием алюминия 3% и более, кроме сплавов,
содержащих марганец (вторая группа), 39—49 В; для
сплавов, содержащих алюминий и марганец (третья
группа), 36—38 В. Как уже указывалось, снижение на-
пряжения на дуге для второй группы (по сравнению с
первой) объясняется увеличением концентрации алюми-
ния относительно легко ионизируемого элемента с дос-
таточно высокой упругостью паров; дальнейшее сниже-
ние напряжения на дуге для третьей группы связано с
постоянным наличием паров легкокипящего марганца в
зазоре между электродом и изложницей на уровне торца
электрода. Их термо- и фотоионизация создают условия
для постоянной утечки тока на стенку изложницы и, сле-
довательно, для увеличения проводимости в системе,
уменьшения сопротивления и напряжения на дуге.
Следует отметить еще один вид разряда, связанный
с ионизацией в зазоре водорода, выделяющегося из
электрода и расплава при переплаве. Особенно ощутим
этот вид ионизации при плавлении «увлажненных» элек-
тродов, адсорбировавших влагу в результате длительно-
го хранения и в результате того, что губка (после ее
разгерметизации) или сам электрод имели температуру
ниже температуры окружающей среды. Плавка в этсм
случае отличается крайней нестабильностью и сопро-
вождается скачкообразным повышением напряжения
(Ui водорода 13,6—15,4 В) и высокими пиками на диа-
грамме давления, достигающими 500—1000 мкм рт. ст.
Если кратковременная (мгновенная) ионизация не
доставляет неприятностей, то затяжная ионизация крайне
нежелательна по следующим причинам:
1) устойчивый тлеющий разряд, сопровождаемый
повышением давления в печи, может перейти в дуговой
разряд на стенку изложницы и привести к ее проплав-
лению;
2) частая длительная ионизация ухудшает условия
работы автоматических регулирующих систем и соответ-
ственно стабильность плавки;
3) длительная и частая ионизация сопровождается
утечкой тока с электрода через кольцевой зазор, умень-
шает скорость плавления и производительность плавиль-
ного агрегата;
4) ухудшается проплав боковой поверхности слитка
первого переплава и, как следствие, проплав слитка
второго переплава.
Для предотвращения длительной ионизации не следу-
ет на поверхности электрода допускать скопления леги-
рующих элементов или примесей, обладающих сравни-
тельно высокой упругостью паров или низким потенциа-
лом ионизации. Эта задача решается усреднением ших-
ты перед вводом ее в матрицу-втулку при прессовании
электродов. Плавку следует вести в изложнице, с внут-
ренней поверхности которой возможно полно удалены
следы конденсата (в том числе хлоридов магния, маг-
ния, алюминия и т. д.). Нельзя допускать большого скоп-
ления конденсата на стенках изложницы, электроде и
тех участках, откуда он может попадать на зеркало
расплава. Следует провоцировать его падение по задан-
ной программе как можно чаще, так как в этом случае
небольшие порции конденсата быстро испаряются, не
приводя к затяжной ионизации.
Опробованная на промышленных агрегатах система
пульсирующего магнитного поля соленоида (о которой
подробно будет сказано ниже) позволяет по заранее за-
данной программе создавать электродинамические толч-
ки в печи и «стряхивать» конденсат на расплав или ис-
парять его излучением от столба дуги. Возможно, целе-
сообразным окажется периодическое сбрасывание кон-
денсата в расплав с более дальних от зоны плавления
горизонтов печи, если нет технической возможности
удержать хлориды в месте их конденсации.
Нельзя загружать в печь увлажненные электроды, и
поэтому (если разгерметизация контейнеров с губкой
произведена при температуре губки ниже температуры
окружающей среды) необходима просушка электродов
при температуре 150—200° С в течение не менее 12 ч.
Плавильные агрегаты должны быть оснащены доста-
точно мощными и быстродействующими вакуумными си-
стемами, которые бы позволили свести к минимуму
длительность испарения реально возможной для паде-
ния на расплав порции конденсата, поддерживая в са-
мые пиковые моменты (наиболее бурное испарение кон-
денсата или выделение водорода) остаточное давление
в печи не более 500 мкм рт. ст.
Последнее положение хорошо иллюстрируется сле-
дующим экспериментом [4].
К боковой поверхности расходуемого прессованного
электрода диаметром 515 мм, сплавляемого в изложни-
це диаметром 670 мм при силе тока 25 кА, был прикреп-
лен пакет из титановой фольги с конденсатом ( в основ
ном — хлоридами магния) в количестве 250 г. При до-
статочном приближении пакета к зоне плавки поддержи-
вающая его проволока оплавлялась, и пакет падал
в расплав. Тонкая фольга плавилась, а конденсат бурно
испарялся. Это явление сопровождалось резким повыше-
нием давления и «ионизацией».
Эксперимент повторялся дважды с различными по
производительности вакуумными системами, обеспечи-
вающими скорость откачки 2000 и 4000 л/с. В обоих слу-
чаях действовал один и тот же генератор газов и па-
ров — испаряющийся конденсат (адсорбировавший мно-
го водорода) в количестве 250 г. Однако в первом слу-
чае пик давления в плавильной камере достигал
1000 мкм рт. ст. и «рассасывался» в течение 12—15 с, во
втором случае— 160 мкм рт. ст. и 2—3 с соответственно.
Поскольку время откачки для нивелирования пика
давления и длительность ионизации довольно четко кор-
релируются, необходимость применения быстродейст-
вующих высокопроизводительных вакуумных систем,
способных откачать газ при кратковременном повыше-
нии давления во время плавки, не вызывает сомнения.
Рассмотрим еще одну особенность, присущую перво-
му переплаву, которая наиболее ярко проявилась в свя-
зи с переходом на выплавку крупногабаритных слитков.
Дуговой разряд между слитком и изложницей
Как отмечалось ранее, примеси магния и хлористого
магния, а также легколетучие легирующие элементы, ис-
паряясь с конца электрода и зеркала расплава, кон-
денсируются в том числе и на холодных стенках излож-
ницы в виде пленки или скорлупы толщиной 0,1—1,5 мм,
препятствующей в ряде случаев непосредственному кон-
такту жидкого или твердого металла наплавляемого
слитка со стенками изложницы. В составе этой пленки
обнаружены окислы титана и выявлено повышенное
(до 0,1 %) содержание азота.
В электрической схеме питания печи предусмотрен
«минус» на расходуемом электроде и «плюс» на слитке,
изложнице и поддоне. При этом поддон и изложница
имеют индивидуальные шины или соединены в одну си-
стему общей «плюсовой» шиной. Во время плавки на-
плавляемый слиток в результате усадки по диаметру и
под действием силы тяжести постоянно прижимается к
поддону. Со стенками изложницы слиток соприкасается
в своей верхней части — в зоне контактного пояска.
Ниже этого пояска слиток отделен от изложницы зазо-
ром, образовавшимся в результате усадки при кристал-
лизации.
В этих же местах (нижний торец слитка — поддон
и боковая поверхность слитка в зоне контактного пояс-
ка — изложница) должен осуществляться надежный
электрический контакт для того, чтобы функционирова-
ли электрические цепи электрод—дуга—расплав—за-
твердевшая корочка слитка в зоне контактного пояска —
изложница и электрод — дуга — слиток — поддон, обес-
печивающие стабильный ход плавки. По ряду причин
(зависание слитка и отрыв его от поддона в результате
деформации и коробления изложницы, местной эрозии
ее стенок или короткого замыкания между электродом
и расплавом), а также при нарушении электрического
контакта между изложницей и поддоном в случае, если
«плюсовые» шины подведены к изложнице, вторая
цепь — электрод — дуга — слиток — поддон — оказы-
вается не действенной и весь ток должен пропустить
контактный поясок слиток — изложница. Если в зоне
этого пояска есть участки с хорошим электрическим
контактом между боковой поверхностью слитка и внут-
ренней поверхностями изложницы и суммарная пло-
щадь этого контакта способна пропустить весь ток (до
37 кА для промышленных печей), то никаких проблем
не возникает.
Если же внутренняя поверхность изложницы покры-
та пленкой из хлоридов магния и окислов титана (впе-
ремежку с магнием и другими летучими элементами),
обладающей большим омическим сопротивлением, то
электрический контакт между верхней частью слитка и
изложницей резко ухудшается и создаются благоприят-
ные условия для дугового пробоя. Эти пробои сопровож-
даются на промышленных печах проплавлением стенки
изложницы на большую глубину (до 25 мм), создавая
взрывоопасные ситуации и выводя из строя уникальные
бронзовые изложницы. На рис. ИЗ изображены кавер-
ны на боковой поверхности слитка, соответствующие
месту дугового пробоя.
Дуговые пробои нельзя вовремя заметить, так как
побочные дуги горят в узком (0,1—1,0 мм) зазоре меж-
ду боковой поверхностью слитка и изложницей ниже
зеркала расплава и основной дуги, что еще больше усу-
губляет опасность ситуации.
Рис. 113. Каверны на боковой поверхности слитка, выз-
ванные оплавлением металла в результате дугового
пробоя между слитком и изложницей
На рис. 114 помещены две диаграммы — по напря-
жению и току, снятые при переплаве электрода диамет-
ром 515 мм сплава ОТ4-1 и типичные для случая дугово-
го пробоя зазора между слитком и изложницей.
Можно представить следующий механизм дугового
пробоя. В зоне контактного пояска из-за наличия плот-
ной, с большим электрическим сопротивлением пленки
конденсата на поверхности изложницы может оказаться
очень мало точек с удовлетворительной проводимостью
и вследствие этого с высокой плотностью тока (контакт
слитка с поддоном отсутствует). По мере усадки слитка
Рис. 114. Параметры плавления электрода диаметром 515 мм сплава
OT4-1 (2.2% А1; 1,6% Мп; остальное Ti) в изложнице диаметром 670 мм
(в отвале 1—момент дугового пробоя зазора между боковой поверх-
ностью слитка и изложницей; I, 2, 3 — кратковременные пики напря-
жения, связанные с появлением сравнительно интенсивной «иони-
зации» )
увеличивается зазор между его боковой поверхностью
и изложницей, сопротивление и температура в контакт-
ных точках растут ( с соответствующим увеличением
напряжения на диаграмме плавки), и в момент разрыва
контакта возникает дуга, что сопровождается падением
напряжения по сравнению с предшествующим пиковым
уровнем. Если в следующий момент на более высоких
горизонтах появился достаточно надежный электричес-
кий контакт, то дуга или тлеющий разряд гаснут.
Эффективное средство, практически полностью ис-
ключающее пробои, — это сочетание пульсирующего
магнитного поля, создаваемого соленоидом, и фиксиро-
ванного контактного пояска слиток — поддон.
Как известно, плавка проводится в постоянном про-
дольном (параллельно расходуемому электроду и дуге)
магнитном поле, создаваемым соленоидом. Это магнит-
ное поле фокусирует основную дугу и одновременно при-
водит расплав в круговое движение, что необходимо для
улучшения однородности слитка первого переплава. При
стационарном ходе процесса плавления дуга горит меж-
ду торцом расходуемого электрода и зеркалом жидкой
ванны. При этом анодное пятно дуги перемещается в ос-
новном в пределах проекции торца электрода на зеркало
расплава.
Было предложено [8] периодически, с зараннее задан-
ной частотой, смещать анодное пятно дуги в периферий-
ную часть зеркала ванны, в зазор между электродом и
изложницей. При этом дуга «выходит» из-под торца элек-
трода. Интенсивное излучение с анодного пятна и столба
дуги в непосредственной близости от стенки изложницы,
давление, создаваемое дугой в периферийном ободке зер-
кала расплава у стенки изложницы, а также электроди-
намические и магнитные толчки при изменении стацио-
нарного режима горения мощных электрических дуг
приводят, с одной стороны, к быстрому испарению хло-
ридов магния и др. со стенки изложницы и, с другой сто-
роны, к их стряхиванию со стенки изложницы на повер-
хность расплава. В результате на внутренней поверхности
стенки изложницы появляются участки, чистые от
хлоридов магния и окислов титана и других составляю-
щих конденсата, и при последующем заплавлении этой
Пасти изложницы создается удовлетворительный элек-
трический контакт между слитком и изложницей.
Смещение дуги в зазор между электродом и изложни-
цей осуществляется при периодическом (через 2—6 с)
отключении соленоида. Продолжительность плавки без
продольного магнитного поля на расфокусированной дуге
1—3 с (единичный цикл). При этом сохраняются все пре-
имущества, связанные с использованием продольного
магнитного поля, и процесс горения дуги контролируется
магнитным полем, что обеспечивает безопасность работы
и круговое движение расплава.
Другая мера, снижающая вероятность возникновения
пробоев, заключается в нарезке на рабочей поверхности
поддона кольцевой канавки глубиной до 20 мм и шири-
ной 15—25 мм. Наплавляемый на поддон металл затека-
ет в канавку, затвердевая и давая усадку, плотно при-
жимается к внутренней боковой поверхности проточки,
улучшая тем самым электрический контакт с поддоном.
Описанные выше процессы определяют экплуатацион-
ные особенности первого переплава, и очевидно, что без
изучения их закономерностей и без разработки системы
их регулирования невозможно создание стабильного,
экономического и безопасного передела прессованных
электродов в слитки.
Однородность слитков первого переплава
В качестве основных факторов, определяющих распре-
деление легирующих компонентов, исследованы парамет-
ры прессования электродов (масса порции, диаметр
электрода, способ введения во втулку шихтовых матери-
алов, направление прессования) и условия плавления
(мощность дуги, напряженность магнитного поля солено-
ида и диаметр слитка).
При увеличении единичной порции прессования элек-
тродов диаметром 260 мм с 5 до 20 кг (горизонтальное
прессование, сила тока на плавке 6—12 кА), электродов
диаметром 450 мм с 20 до 40 кг (горизонтальное прессо-
вание, сила тока на плавке 12 кА), электродов диамет-
ром 550 мм с 80 до 160 кг (вертикальное прессование,
сила тока на плавке 25 кА) наблюдается тенденция неко-
торого увеличения неоднородности (несколько возраста-
ет величина среднеквадратичного отклонения содержа-
ния легирующих добавок), не переходящей, однако,
допустимых пределов. Это влияние массы порции на
Однородность слитков, различных по диаметру, высоте и
условиям плавления, связано с тем, что отношение массы,
максимальной из исследованных порций, к массе жидко-
го металла в лунке находится в пределах 6—7 для слит-
ков диаметром 655 мм (исходные электроды диаметром
450 и 550 мм) и 4 для слитков диаметром 340 мм (исход-
ный электрод диаметром 260 мм), т. е. имеет значение,
обеспечивающее условия для достаточно полного в пер-
вом прйближении распределения компонентов навески в
расплаве [1].
Увеличение напряженности постоянного магнитного
поля соленоида и соответственно интенсивности враще-
ния расплава благоприятно сказывается на повышении
однородности слитков (снижении значений среднеквадра-
тичных отклонений содержания элементов). При этом
намечается предел значений напряженности поля, пре-
вышение которого уже не дает практически ощути-
мых результатов. В исследованном диапазоне (20—80 Э)
оптимальной можно считать напряженность в пределах
40—60 Э.
Степень однородности слитков первого переплава
можно считать объективным критерием для оценки кор-
ректности двух применяющихся в промышленности тех-
нологических схем:
1) горизонтального прессования и выплавки слитков
первого переплава в продольном магнитном поле солено-
ида при глубине жидкой ванны, приблизительно равной
диаметру слитка;
2) вертикального прессования с использованием сме-
сителя, выплавки слитков первого переплава в пульси-
рующем продольном магнитном поле при глубине жид-
кой ванны, в 1,5—2 раза превышающей диаметр
слитка.
В табл. 39 представлены значения среднего содержа-
ния и среднеквадратичного отклонения содержания леги-
рующих компонентов, полученные при обработке анали-
зов точечных проб, отобранных методом засверловки лит-
никового торца и среднего по высоте сечения у слитков
первого переплава сплава ВТЗ-1 диаметром 335 и 655 мм.
Пробы отбирали по одной схеме — в двух взаимно пер-
пендикулярных диаметральных поясах, в четырех точках
по ширине пояса и с шагом координатной сетки 60—70 мм.
Длина слитков 1000 мм (диаметры 355 и 655 мм, схема 1)
и 2500 мм (диаметр 655 мм, схема 2).
Анализ приведенных данных позволяет сделать сле-
дующие выводы.
ХАРАКТЕРИСТИКА РАСПРЕДЕЛЕНИЯ ЛЕГИРУЮЩИХ В ЛИТНИКОВОМ
ТОРЦЕ И СРЕДНЕМ ПО ВЫСОТЕ СЕЧЕНИИ СЛИТКОВ СПЛАВА ВТЗ-1,
ИЗГОТОВЛЕННЫХ ПО СХЕМЕ 1
Компонент Диаметр слитка, мм Расчетный состав, % Литниковый торец Среднее по высоте сечение
X, % а, % X, % а. %
AJ 335 6,4 5,50 0,30 6,27 0,30
655 6,4 5,92 0,23 6,22 0,60
655* 6,9 6,55 0,09 6,55 0,17
Мо 335 2,6 2,22 0,11 2,59 0,15
655 2,6 2,30 0,11 2,56 0,27
655* 2,4 2,23 0,06 2,29 0,09
Сг 335 2,1 1,96 0,11 2,05 0,14
655 2,1 2,02 0,14 2,05 0,22
655* 1,5 1,64 0,02 1,61 0,02
Fe 335 0,45 0,54 0,07 0,59 0,05
655 0,45 0,61 0,06 0,55 0,09
655* 0,40 0,36 0,07 0,32 0,03
Si 335 0,28 0,24 0,02 0,23 0,02
655 0,28 0,26 0,04 0,23 0,04
655* 0,30 0,28 0,02 0,26 0,03
Примечание. X — среднее содержание, %; о—среднеквад-
ратичное отклонение, %•
* Изготовлен по схеме 2.
Слитки, полученные из вертикально отпрессованных
электродов при форсированном ведении процесса плавки,
значительно более однородны как в поперечном сечении
(значения среднеквадратичных отклонений содержания
основных компонентов в 1,5—7 раз меньше), так и по
высоте слитков. Последнее заключение наглядно иллю-
стрируется при сравнении усредненных значений содер-
жания легирующих в литниковом торце и среднем по
высоте сечении Литниковые торцы слитков, полученных
по схеме 1, существенно обеднены основными легирую-
щими компонентами, что связано с опережающим выпла-
влением алюминия и комплексных лигатур с поверхности
электрода, которая в определенных зонах неизбежно обо-
гащается этими составляющими при горизонтальном
прессовании.
Интересно сравнить величины максимального абсо-
лютного разброса в содержании легирующих компонен-
тов в литниковом и среднем по высоте сечении исследо-
ванных слитков сплава ВТЗ-1 диаметром 355, 655 (схе-
ма 1) и 655 мм (схема 2).
По алюминию он соответственно равен 1,7; 2,8 и
0,95%; по молибдену 0,6; 1,6 и 0,5%; по хрому 0,7; 1 и
0,2%. В первых двух случаях разброс настолько велик,
что выводит литой металл из пределов состава сплава.
Это говорит о наличии ярко выраженных признаков слу-
чайной ликвации, намного превышающей эффект прояв-
ления зональной ликвации, связанной с увеличением
диаметра и глубины лунки при выплавке слитков диа-
метром 655 по схеме 2.
4. второй переплав расходуемых электродов
Подготовка к плавке
Технология второго переплава и закономерности форми-
рования структуры и состава слитков достаточно полно
изучены и освещены в соответствующих публикациях.
Поэтому ниже будут описаны только те особенности,
которые непосредственно связаны с использованием но-
вого типа плавильного оборудования (вертикальных
прессов, мощных источников тока и печей с отъемными
кристаллизаторами) и усовершенствованной технологи-
ческой схемы производства крупногабаритных слитков.
Подготовка слитков первого переплава к плавке со-
стоит из следующих операций: обрезки короны, снятия
фаски с донника, проточки или торцовки окисленных
участков и, наконец, удаления с боковой поверхности
слитка хлоридов на специально сконструированной для
этой цели моечной установке.
Далее возможны два варианта: получение слитка
второго переплава из одного слитка первого переплава
(максимальная масса 4—5 т) или получение слитка
второго переплава из двух слитков первого переплава
(масса слитка 8—10 т). В первом случае слиток первого
переплава устанавливают донной частью на поддон та-
ким образом, чтобы его центрирующий выступ попал в
кольцевую проточку на поддоне, после чего весь собран-
ный комплект литейного инструмента с отцентрирован-
ным в нем слитком стыкуют с фланцем плавильной ка-
меры печи.
Рис. 115. Специализированная установка для внепечной аргоно-дуговой свар-
ки слитков первого переплава
Рис. 116. Фотография торца верхнего слитка первого переплава диаметром
655 мм сплава ВТ1-0 в момент сплавления зоны внепечной кольцевой сварки
верхнего и нижнего слитков. Сила тока при плавке 3,7 кА. Остановочное дав-
ление (в камере) 80—150 мкм рт. ст.
Во втором случае два слитка первого переплава лит-
никовыми торцами сваривают аргоно-дуговым методом
с расходуемым электродом (титановая проволока) на
специализированной установке (рис. 115) с последую-
щей сборкой и загрузкой собранного комплекта (литей-
ный инструмент с установленным в нем расходуемым
электродом) в печь. Затем в печи (в вакууме) привари-
вают расходуемый электрод к переходнику. При этом в
первом варианте к переходнику приваривают литник
слитка первого переплава, во втором варианте — донную
часть верхнего слитка. Другие схемы сварки слитков
между собой и с переходником нежелательны ввиду
сложной формы (наличие центрирующего выступа)
донного торца слитков первого переплава.
Зона внепечной сварки слитков первого переплава
может стать потенциальным источником дефектов типа
ликвационной неоднородности, если не обеспечены следу-
ющие условия:
а) отсутствие проливов жидкого металла (практиче-
ски чистого титана) из кратера шва в зазор между тор-
цами свариваемых слитков;
б) вогнутая форма торца расходуемого электрода,
свидетельствующая об опережающем плавлении средней
части сечения слитка первого переплава;
в) однородность литниковой части слитка и иден-
тичность ее состава с основной массой слитка.
Эти условия обеспечиваются при усовершенствован-
ной технологической схеме. Исследование слитков пер-
вого переплава, полученных по усовершенствованной
технологии, показало, что литниковая часть идентична
по составу с основной массой слитка в отличие от слит-
ков, полученных по старой технологической схеме, бази-
рующейся на использовании горизонтальных прессов и
маломощных источников тока.
На рис. 116 представлен торец электрода слитка пер-
вого переплава диаметром 655 мм сплава ВТ1-0, плавка
которого прекращена в момент сплавления зоны вне-
печной сварки верхнего слитка с нижним.
На рис. 117 дана фотография нижнего торца слитка
диаметром 655 мм сплава ВТ1-0 вдали от места внепеч-
ной сварки, а на рис. 118 схематически изображена тор-
цовая часть этих же слитков с указанием всех размеров
элементов его формы. Опережающее выплавление сред-
ней части сечения слитка первого переплава при работе
на мощных дугах (25—37 кА) очевидно, и зона привар-
ки обоих слитков в периферийном ободке плоскости их
стыка начинает оплавляться уже тогда, когда по сути
дела весь нижний слиток уже сплавлен и началось вы-
плавление средней части сечения верхнего слитка.
Таким образом, сварной шов на последней стадии
«держит» сам себя и небольшую кромку прилегающего
к нему металла от нижнего слитка. При этом сам шов и
вся околошовная зона, распространяющаяся на верхний
слиток, и периферийный ободок, оставшийся от нижнего
слитка, в момент оплавления шва покрыт общей поверх-
Рис. 117. Торец слитка диаметром 655 мм сплава ВТ1-0
в момент плавления в кристаллизаторе диаметром
757 мм в динамическом вакууме на силе тока 37 кА
(вдали от зоны сварки двух слитков первого переплава)
Рис. 118. Схематическое изображение торца слитка Диа-
метром 655 мм сплава ВТ 1-0 вдали от места в непечной
сварки в двух взаимно перпендикулярных плоскостях,
представленного иа фотографии рис. 1 [б, и с размерами
всех элементов его формы
костной пленкой жидкого металла, что усиливает эффект
предшествующей сварки и, кроме того, способствует
удержанию оставшейся полутвердой кромки от нижнего
слитка силами поверхностного натяжения этой жидкой
пленки.
Для исключения пролива жидкого металла из крате-
ра в зазор между слитками используют следующие ме-
роприятия: обрезку короны, торцовку выступающего
над уровнем плоскости литника периферийного ободка
до ширины 25—40 мм (но не менее 25 мм в самом узком
месте), снятие фаски шириной 10 мм по краю кромки,
стыковку двух слитков литниковыми торцами строго
соосно и так, чтобы максимальный зазор между стыку-
емыми плоскостями не превышал 1,5 мм, точечную свар-
ку в отдельных зонах стыка, окончательную выверку
соосности слитков и их автоматическую аргоно-дуговую
сварку плавящимся электродом с «укладкой» шва стро-
го в углубление, сформированное фасками.
Исследование макроструктуры катаных прутков и
серийный контроль лопаток, полученных из слитков
(массой по 7—8 т каждый) сплавов ВТЗ-1, ВТ9 и ВТ8,
изготовленных по второму варианту, показало отсутст-
вие в них дефектов типа ликвапионной неоднородности.
Следовательно, при усовершенствованной технологиче-
ской схеме применение сваренного из двух слитков элек-
трода для второго переплава вполне допустимо.
Параметры плавления
Плавление начинается после осмотра качества приварки
электрода к переходнику и получения необходимого раз-
режения в печи (60—80 мкм рт. ст.). При выплавке
слитков диаметром 650—850 мм в течение 25—30 мин
после зажигания дуги сила тока и напряжение на дуге
постепенно увеличивается до рабочих параметров — 35—
37 кА и 46—50 В. При этом жидкая ванна должна по-
явиться в первой половине начального периода плавки.
При выплавке слитков второго переплава нижний
предел силы тока ограничен требованиями к качеству
проплава периферийных зон слитка, верхний предел —
стабильностью процесса, а также формой и глубиной
лунки с жидким металлом, точнее отношением диаметра
слитка к глубине лунки, так как форма и указанное от-
ношение определяют наличие или отсутствие осевой
усадочной рыхлоты в слитке после окончания процесса
выведения усадочной раковины.
Для большинства серийных сплавов и слитков в ди-
апазоне диаметров 430—1000 мм наилучшее соотноше-
ние указанных факторов достигается при
/ = (350-: 500)0,
(2)
где /— сила тока дуги, А;
D—диаметр выплавляемого слитка, см.
При этом, как показали результаты ультразвукового
контроля слитков и исследования макроструктуры для
слитков диаметром 340—430 мм среднелегированных
сплавов, следует придерживаться нижнего значения
коэффициента пропорциональности, для слитков диа-
метром 650 мм и выше — верхнего.
Для сплавов, у которых температурный интервал
кристаллизации ощутимо превышает 40—80° С, напри-
мер для сплавов ВТ22 или ВТ15 (A7’i(p= 120° С), величи-
на тока дуги должна быть уменьшена на 20—30% или
осуществлен более плавный переход на режим выведе-
ния усадочной раковины для предотвращения появления
осевой усадочной рыхлости. Для сплавов типа техниче-
ского титана или сплава с 3,5—5% А1 (остальное — ти-
тан), особенно при выплавке слитков без выведения
усадочной раковины, рекомендуемая величина тока дуги
может быть увеличена для всех диаметров. При этом
лимитирующим фактором будет степень разбрызгивания
расплава и стабильность процесса горения дуги. Во
всяком случае, целесообразно увеличивать силу тока на
10—20% против пределов, рекомендуемых формулой (2).
Стабильный ход процесса плавки при использовании
более мощных дуг и повышенных против ранее рекомен-
дованных [1] значений плотностей тока обеспечивается
применением мощных источников тока (с кремниевыми
выпрямителями на 12,5 15, 25 и 37,5 кА) с высокой ста-
билизацией по току; достаточно производительных ва-
куумных систем, обеспечивающих остаточное давление
в плавильной камере в пределах 60—150 мкм. рт. ст. при
массовой скорости плавления до 30 кг/мин; автоматиче-
ских регуляторов процесса, где в качестве контролируе-
мого параметра принято напряжение на дуге с коррек-
цией по частоте капельных замыканий или импульсу
напряжения, связанного с ионизацией; удовлетворитель-
ной центровки расходуемого электрода и мер по чистке
слитков первого переплава, внутренней поверхности из-
ложницы и камеры печи от конденсата; системы коак-
сиальных токоподводов и кольцевых контактов (в пере-
ходах камера—изложница и изложница—поддон),
обеспечивающих создание симметричного магнитного
поля в зоне горения дуги.
Традиционно используемый соленоид постоянного
тока, создающий в изложнице постоянное магнитное
продольное поле, фокусирует дугу. При этом, естествен-
но, чем выше напряженность поля, тем ощутимее этот
эффект. Взаимодействие магнитного поля соленоида с
проводником тока — жидким металлом на уровне кон-
тактного пояска — приводит к вращению последнего
вокруг оси ванны. Поэтому стремление усилить фокуси-
ровку дуги сопровождается увеличением скорости вра-
щения расплава и интенсификацией лаквационных про-
цессов в результате вымывания ликвата, скапливающе-
гося перед фронтом кристаллизации, и более полного его
перемешивания в объеме всего расплава. Кроме того,
при превышении определенного уровня напряженности
магнитного поля увеличивается разбрызгивание метал-
ла, уменьшается стабильность процесса, растут толщина
и высота «короны».
При плавке крупногабаритных слитков в связи с
принудительным перемешиванием большой массы рас-
плавленного металла все перечисленные явления усугуб-
ляются и появляется угроза потери устойчивости процес-
са. Поэтому на практике применяют оптимальный уро-
вень напряженности магнитного поля — 40—80 Э.
Таким образом, для второго переплава, для которого
самый идеальный вариант — неподвижная ванна (мини-
мальная степень зональной ликвации) и полная
расфокусировка дуги (более полный проплав перифе-
рийного ободка сечения слитков), использование соле-
ноида вступает в противоречие с сущностью и назначе-
нием процесса. В связи с этим был разработан и широ-
ко внедрен на промышленных установках знакоперемен-
ный соленоид с соответствующим устройством для его
управления в заранее запрограммированном режиме.
Сущность метода предельно проста. Через каждые
3—7 с направление тока в обмотке соленоида меняется
на противоположное. За это время расплав не успевает
даже начать раскручиваться, так что единственная фор-
Ма перемещения жидкого металла — естественные кон-
векционные потоки из-за разности температуры и плот-
ности и движение в слоях, примыкающих к зеркалу
расплава, в результате давления плазмы в зоне анодно-
го пятна дуги.
В момент переключения полярности соленоида, ког-
да сила тока в обмотке близка к нулевому значению,
магнитное поле в течение короткого времени (0,5—1 с)
практически отсутствует и дуга расфокусируется, т. е.
резко увеличивается вероятность пребывания ее анодно-
го пятна в зазоре между проекцией расходуемого элек-
трода на зеркало расплава и его периферийной кром-
кой у основания «короны».
Близость столба дуги и анодного пятна в этот момент
к пористой корке у стенки изложницы способствует ее
расплавлению и пропитке перегретым расплавленным
металлом. В этом же направлении действует и неболь-
шая волна металла, которую гонит перемещающееся
анодное пятно.
После смены полярности, по мере того как увеличи-
вается сила тока в обмотке и соответственно возрастает
напряженность магнитного поля, дуга вновь перемеща-
ется под торец электрода, и через 3—7 с все повторяет-
ся сначала. Таким образом, процесс горения дуги пол-
ностью контролируется магнитным полем, напряжен-
ность которого можно в этом случае доводить до любой
величины, не вызывая какого-либо изменения в поведе-
нии расплава.
Этот периодический периферийный дрейф дуги эффек-
тивен только при длинных дугах, так как в этом случае
увеличивается «длина пробега» анодного пятна в сторо-
ну «короны» и возрастают тепловые потоки от столба
дуги в том же направлении, не говоря уже о том, что
растет мощность дугового разряда (за счет увеличения
напряжения на дуге).
Как показали замеры, при выплавке в динамическом
вакууме слитков второго переплава диаметром 560—-
750 мм минимальная длина дуги при величине тока
25 кА составляет 45—60 мм (напряжение 38—40 В),
при величине тока 37 кА 65—80 мм (напряжение 46—
50 В).
Таким образом, представляется целесообразным ра-
ботать с таким дуговым зазором, размер которого бли-
зок или больше величины зазора между поверхностью
электрода и внутренней поверхностью изложницы и
намного превышает размер жидкой капли, стекающей
с торца электрода. Это в определенной мере противоре-
чит бытовавшему ранее мнению о необходимости веде-
ния плавки на грани короткого (капельного) замыкания,
которого придерживались зарубежные и некоторые оте-
чественные исследователи.
Залогом безопасной работы при использовании длин-
ных дуг являются все те факторы, о которых сказано
выше, и, кроме того, — сам мощный диффузный дуговой
разряд, который создает в
объеме между торцом эле-
ктрода и зеркалом рас-
плава паровое ионизиро-
ванное облако, являющееся
питательной средой плаз-
мы дуги и которого нет
(если соблюдены все ука-
занные выше условия) в
«холодном» зазоре между
чистым расходуемым элек-
тродом и чистой внутрен-
ней поверхностью излож-
ницы (это очень важно и
для этого нужно обяза-
тельно поддерживать в пла-
вильной камере давление
не выше 100—150 мкм
рт. ст.).
Итак, соленоид в знако-
переменном варианте (так
же, как и пульсирующее
магнитное поле при первом
переплаве) превратился в
очень активный и дейст-
венный (в технологическом
плане) элемент процесса.
Он позволил остановить и
успокоить ванну, стабили-
зировать плавку, создать
эффективную импульсную
фокусировку дуги и увели-
чить силу тока (так как он
ликвидирует последствия
Рис. 119. Фотография слитка диа-
метром 690 мм, массой 6 т, ие
нуждающегося в механической об-
работке боковой поверхности перед
деформацией
разбрызгивания). В комплексе с увеличением дугово-
го зазора он позволил резко поднять экономичность
процесса в результате весьма удовлетворительного про-
плава и пропитки поверхностей корочки. Достаточно
сказать, что до 70—80% слитков диаметром 750 мм
сплавов ВТЗ-1 ВТ9 и ВТ8 и т. д., выплавляемых по та-
кой технологии, имеют настолько плотную и хорошо про-
плавленную поверхность, что могут подвергаться обра-
ботке давлением (прокатке на заготовку) или вообще
без обработки боковой поверхности или с частичной
обработкой (рис. 119). При этом выход годного на слит-
ке (от шихты) достигает 96—97%•
При вакуумной плавке на мощных (15—40 кА) и
длинных дугах слитков второго переплава диаметром
430—1000 мм (с использованием знакопеременного маг-
нитного поля и источников тока в виде комплекса
трансформатор—кремниевый выпрямитель) справедливы
следующие соотношения, которые получены в результа-
те анализа и обработки серийных плавок и которыми
можно пользоваться в практической деятельности и при
проектировании новых процессов:
а) рекомендуемая сила тока в соответствии с соот-
ношением (2);
б) соотношение силы тока (кА) и напряжения дуги
(В) (выбор оптимального напряжения при заданной
силе тока)
д7 = 1,27(7Д—(23-4-24) или (7Д = 0,797 + (18-4-20). (3)
При выплавке слитков первого и второго переплавов,
содержащих марганец, напряжение на дуге поддержива-
ется на 1—3 В ниже, чем в предлагаемом соотноше-
нии; при выплавке слитков технического титана и спла-
вов без добавки алюминия — на 1—2 В выше;
в) зависимость скорости плавки (кг/мин) от силы то-
ка дуги (кА)
а = 0,90/ — 3; (4)
г) оптимальное соотношение между диаметром рас-
ходуемого электрода и внутренним диаметром изложни-
цы, обеспечивающее удовлетворительный проплав:
0,84 < Пр.э/ПИЗл < 0,86. (5)
При выплавке слитков второго переплава диаметром
700 мм и более следует придерживаться верхнего преде-
ла предлагаемого соотношения;
д) требуемая минимальная скорость откачки (л/с),
обеспечиваемая вакуумной системой при остаточном
давлении в плавильной камере не более 150 мкм. рт. ст.,
в зависимости от используемой силы тока (кА):
для первого переплава
t/j = (150 — 200) (0,9/ —3); (6)
для второго переплава
ии = (83 — 100) (0,9/ — 3); (7)
е) дуговой зазор между нижней точкой торца расхо-
дуемого электрода и зеркалом расплава (мм,), обеспе-
чивающий удовлетворительный проплав боковой поверх-
ности слитка (в зависимости от силы тока, кА);
/д=2,2/. (8)
5. ОКОНЧАНИЕ ПЛАВКИ
В зависимости от назначения слитка и марки сплава
выплавка слитков второго переплава заканчивается или
выведением усадочной раковины, или прекращением
плавки практически на рабочем режиме (точнее после
снижения силы тока в течение 10—15 мин с рабочего
уровня при плавке до 10—15 кА).
Все явления и закономерности, связанные с усадкой
кристаллизации после окончания плавки, с выведением
или, наоборот, невыведением усадочной раковины доста-
точно подробно описаны ранее, и этот вопрос будет рас-
смотрен лишь в аспекте крупногабаритных слитков,
поскольку ранее проведенные исследования базирова-
лись на малых слитках диаметром 340 и 430 мм.
Выведение усадочной раковины выполняется за две
последовательные стадии. За время подготовительной
стадии в течение 10—15 мин ток на дуге снижается до
10—12 кА (при отключенном соленоиде). За время ос-
новной стадии ток плавно снижается с 10+2,0 до
з+2’° кА (и напряжение соответственно с 30 до
22 В) в течение длительного времени. При этом плюсо-
вые допуски по току предназначаются для самых боль-
ших кристаллизаторов (870—1000 мм), минусовые —
для малых (670—705 мм).
На рис. 120 представлены экспериментально выяв-
ленные зависимости времени основной стадии выведе-
ния усадочной раковины от диаметра кристаллизатора,
в котором производилось плавление. Найденные законо-
мерности можно представить в виде соотношений:
1) при ведении процесса в динамическом вакууме
(остаточное давление в камере печи 5ХЮ-2—2,5Х
ХЮ-1 мм рт. ст.)
тх = 0.020Д2 + 35; (9)
2) при ведении процесса в атмосфере гелия (давле-
ние 5 мм рт. ст.)
= 0.018D2 + (16н-20),
(Ю)
где тх—время основной стадии выведения усадочной
раковины, мин;
D — диаметр слитка, см.
Специальные исследования и многолетняя практика до-
казали возможность надежной заварки усадочных пу-
стот в слитках диаметром 430—565 мм (выплавленных
без снижения величины тока в конце плавки) в процес-
се их пластической деформации, если степень последней
не менее 85% [П] и если при обработке давлением не
вскрыт «мост», отделяющий усадочные пустоты от атмо-
сферы.
Выявление усадочных раковин в слитках диаметром
750 мм (выплавка которых заканчивалась на рабочем
режиме) ультразвуком в
Рнс. 120. Время, необходимое для
выведения усадочной раковины в
слитках различных диаметров. Си-
ла тока при плавлении в соответ-
ствии с соотношением (3):
1 — процесс выведения в динами-
ческом вакууме; 2 — процесс выве-
дения в атмосфере гелия
иммерсионном варианте
позволило установить, что
для большинства серийных
титановых сплавов с интер-
валом кристаллизации в
40—70° С последняя усадоч-
ная ячейка залегает на
глубине 410—600 мм (табл.
40), и только для сплавов
с широким интервалом кри-
сталлизации (например, для
сплава ВТ22) концентриро-
ванные усадочные пустоты
и осевая усадочная рыхло-
та распространяются на бо-
лее значительную глубину —
до 1500 мм.
Достоверность приведен-
ных в табл. 40 данных опре-
Таблица 40
ГЛУБИНА ЗАЛЕГАНИЯ УСАДОЧНЫХ РАКОВИН
В СЛИТКАХ ДИАМЕТРОМ 750 мм РАЗЛИЧНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ,
ВЫПЛАВЛЕННЫХ ПРИ СИЛЕ ТОКА 37 кА
(выявлена ультразвуковым методом в иммерсионном варианте)
Сплав Интервал глубины залегания последней ячейки, мм Средняя глубина залегания последней ячейки, мм Интервал кристаллизации, °C
ВТ1-0 365—570 450il00 1670—1630
ОТ4 355—500 41 Oil 00 1640—1570
ВТ5-1 400—540 470il00 1650—1590
ВТЗ-1 380—650 490il00 1620—1550
ВТ9 470—700 570il00 .—.
ВТ14 460—610 540il00 1630—1560
ВТ22 967—1400 1220i200 1680—1540
деляется возможностями метода, позволяющего обнару-
жить на глубине 350—400 мм полости, соизмеримые с
контрольным отражателем диаметром 10—15 мм.
Надежность схватывания и адекватность механиче-
ских свойств металла в месте заварки усадочных пустот
и остальных зонах были достаточно полно проверены
при контроле больших промышленных партий слитков
сплава ВТ1-0 (слитки диаметром 565, 650 и 690 мм),
плит сплава ПТ-ЗВ (слитки диаметром 750 и 850 мм) и
прутков диаметром 25—60 мм сплавов ВТ1-0, ОТ4, ВТ5,
ВТ5-1, ВТ6, ВТЗ-1, ВТ8, ВТ9 (слитки диаметром
750 мм), изготовленных из слитков с невыведенной уса-
дочной раковиной.
Выплавка слитков без выведения усадочной ракови-
ны привлекает своей простотой (процесс можно пол-
ностью автоматизировать) и экономичностью. При рабо-
те по схеме одна печь — один источник отказ от режима
выведения усадочной раковины при выплавке слитков
диаметром 750 мм, массой 4 т производительность агре-
гатов увеличивается на 15—20%- Можно отметить и
следующие дополнительные преимущества:
а) металл в литниковой части таких слитков имеет
меньшее содержание газовых примесей ввиду того, что
монолитная и плотная поверхностная корочка («мост»)
защищает находящийся под ней расплав в лунке от вза-
имодействия с остаточными газами в печи;
Рис. 121. Выявленный после закалки (с 970° С) участок
аномальной травнмости в центральной части сечения
катаной заготовки диаметром 140 мм сплава ВТЗ-1. Сли-
ток без выведения усадочной раковины
Рис. 122. Структура (после закалки с 970° С) сплава ВТЗ-1 с участками ано-
мальной травимости типа «темновин» (а) и «светловин» (б). Слиток без выве-
дения усадочной раковины
б) гладкий и ровный литниковый торец слитка не
нуждается в механической обработке.
Однако метод выплавки слитков без выведения уса-
дочной раковины не универсален.
При исследовании макроструктуры катаных прутков,
полученных из слитков с невыведенной усадочной рако-
виной, после специальной обработки шлифов (закалки
с температуры, близкой к началу фазовой перекристал-
лизации а+₽->Р) для двухфазных сплавов типа ВТЗ-1,
ВТ9, ВТ14 были выявлены признаки структурной неод-
нородности. Внешние признаки — отличные по травимо-
сти участки в центральной части шлифа (рис. 121, 122)
с меньшим («темновины») или большим («светловины»)
количеством а-фазы.
Состав металла в условно «дефектных» участках оп-
ределялся с помощью микроанализатора МАР-1 с ло-
кальностью пучка 5 мкм (табл. 41 и 42). При этом пред-
ставляло интерес не абсолютное значение содержания
того или иного элемента, а сравнительное содержание
его в «дефектном» участке и прилегающем к нему «здо
ровом» металле. Такой подход позволял не учитывать
погрешность методики или неточность определений.
ТАБЛИЦА 41
СОДЕРЖАНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В «ДЕФЕКТНОЙ»
И «ЗДОРОВОЙ» ЗОНАХ ПРУТКОВ СПЛАВА ВТЗ-1,
ПОЛУЧЕННЫХ ИЗ СЛИТКОВ ДИАМЕТРОМ 750 мм
С НЕВЫВЕДЕННОЙ УСАДОЧНОЙ РАКОВИНОЙ
№ образца Содержание элементов, %
алюминий молибден хром железо
Де- фект- ная здоро- вая де- фект- ная здоро- вая де- фект- ная здоро- вая дефект- ная здоровая
1 5,4 3,7 2,5 2,6 1,5 1,5 0,39 0,38
2 6,5 6,4 2,1 2,2 1,4 1,5 0,45 0,39
3 7,3 7,0 2,4 2,3 1,4 1,5 0,44 0,42
4 7,0 5,8 2,3 2,3 1,5 1,6 0,38 0.38
5 5,4 4,3 2,1 2,4 1,5 1,6 0,46 0,38
Если для каждого элемента вычислить отношение его
концетрации в «дефектной» зоне к концентрации в «здо-
ровой» зоне, то усредненные значения этого отношения
(Сдеф/Сздор) будут равны:
Сплае ВТЗ-1 ВТ9
Сплав Сдеф/Сздор для:
алюминия .... 1,2 1,32
молибдена . . . 0,95 0,97
циркония .... — 1,08
хрома . ... 0,95 —
железа 1,09 —
Это значит, что «дефектные участки» в прутках спла-
ва ВТЗ-1 в большинстве случаев несколько обогащены
алюминием и железом (как обоими компонентами одно-
временно, так и одним из них), в прутках сплава ВТ9—
алюминием и цирконием.
Состав «дефектных» участков свидетельствует о ло-
кальном незначительном обогащении затвердевших в
последнюю очередь объемов жидкого металла в лунке
(тех объемов, где образуются усадочные пустоты) дик-
ватом с повышенным содержанием в нем элементов,
имеющих коэффициент распределения Ко<1.
Стандартные и специальные (на усталость) испыта-
ния механических свойств прутков с дефектами подоб-
ного рода (из слитков с невыведенной усадочной рако-
виной) и без них не выявили различия в качестве ме-
талла.
Есть еще один вид дефектов, не связанный с соста-
вом металла и образующийся в процессе обработки слит-
ков давлением, если не приняты определенные меры
предосторожности. Речь идет о механическом поврежде-
нии «моста» и нарушении герметичности усадочных по-
лостей. Один из примеров механического повреждения
ТАБЛИЦА 42
СОДЕРЖАНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ В «ДЕФЕКТНОЙ.
И «ЗДОРОВОЙ» ЗОНАХ ПРУТКОВ СПЛАВА ВТ9,
ПОЛУЧЕННЫХ ИЗ СЛИТКОВ ДИАМЕТРОМ 750 мм
С НЕВЫВЕДЕННОЙ УСАДОЧНОЙ РАКОВИНОЙ, %
Ns образца Содержание элементов, %
алюминий молибден цирконий
дефектная здоровая дефектная здоровая дефектная здоровая
1 5,6 2,8 3,3 3,7 2,0 1,97
2 6,1 5,6 3,2 3,4 2,1 1,8
3 4,9 4,9 2,8 2,8 2,0 1,8
4 4,4 4,9 3,0 3,1 1,67 1,65
5 4,8 3,0 3,2 3,1 — —
моста — обрезка концевых зажимов на ножницах после
прокатки слитка на блюмс. В этот момент (размер се-
чения блюма 300X400 мм) усадочные ячейки уже сжа-
ты и сплющены и интенсивное окисление их внутренней
поверхности исключено.
Тем не менее в центральной части шлифа катаных
заготовок (при прорыве моста) можно обнаружить де-
фект в виде «усика» (рис. 123), представляющего собой
границу, по которой произошло соприкосновение или
схватывание элементов внутренней поверхности усадоч-
ных пустот. Наличие альфированного слоя на отдельных
участках этой границы говорит о частичном окислении
усадочных ячеек.
Таким образом, можно допускать выплавку крупно-
габаритных (диаметром 565—850 мм) слитков без выве-
дения усадочной раковины со следующими ограниче-
ниями:
1. Степень деформации при получении заготовки из
слитка должна быть не менее 85%.
2. Схема деформации должна исключать прорыв
«моста» или вскрытие усадочных пустот в другом месте
раньше, чем достигнута указанная степень деформации.
Рис. 123. «Усик» в катаной заготовке диаметром 140 мм сплава BT1-0. выяв-
ленный при закалке с 920° С:
а — макрошлиф с «усиком»; б — микроструктура в зоне «усика» с несплош-
Н<?сть?о
Этот вариант плавки приемлем для мало- и средне-
легированных однофазных и двухфазных сплавов типа
ВТ 1-00, ВТ 1-0, ВТ5, ВТ5-1, ОТ4, ОТ4-1, ОТ4-0, ВТ6, при
исследовании которых не было зафиксировано ни одно-
го случая обнаружения дефектов типа ликвационной
неоднородности.
6. ГАРНИССАЖНАЯ ПЛАВКА’
Гарниссажная плавка в металлургии известна довольно
давно и применяется в частности, при переплавке мед-
ных штейнов. Основной принцип гарниссажной плавки
заключается в том, что в качестве тигля служит слой
(гарниссаж) из металла или сплава того же химическо-
го состава, что и подлежащий расплавлению. Этот слой
существует во время процесса плавки благодаря интен-
сивному внешнему охлаждению. В качестве охлаждаю-
щего агента обычно используют воду, и поэтому печи
такого типа иногда называют ватержакетными, как
например при плавке черновой меди. Кроме воды, можно
применять и другие жидкости, например легкоплавкий
эвтектический сплав калий — натрий. В некоторых слу-
чаях возможно и радиационное охлаждение.
Поскольку гарниссажная плавка основана на интен-
сивном внешнем охлаждении, в качестве материала для
кожуха тигля обычно применяют материалы с высокой
теплопроводностью, чаще всего медь или низколегиро-
ванный сплав меди с хромом (например, марки БРХ-08).
Ввиду определенного технического риска, с которым
связано проведение гарниссажной плавки, она применя-
ется только в тех случаях, когда обычные методы плав-
ки непригодны из-за высокой химической активности,
расплавляемого металла по отношению к материалу
тигля или футеровке печи. Это в первую очередь отно-
сится к титану, и поэтому с самого начала возникнове-
ния титановой металлургии принципы гарниссажной
плавки (или иначе «плавка в скорлупе», «автотигельная
плавка») были практически осуществлены для этого
металла.
В строгом смысле слова дуговая плавка титановых
слитков в медных кристаллизаторах также должна счи-
таться гарниссажной, поскольку движущаяся снизу вверх
1 Раздел написан авторами совместно с С. Г. Глазуновым.
ванна расплава всегда находится в кольцевой корке
гарниссажа. Однако такое уподобление было бы непра-
вильным, так как гарниссажная плавка в общеприня-
том сейчас смысле является более общим понятием, а
дуговая плавка слитков — ее частным случаем.
Особенности дуговой плавки слитков в медных кри-
сталлизаторах следующие:
1) зона плавления не отдалена от зоны кристаллиза-
ции и плавильный тигель одновременно является и из-
ложницей;
2) образующийся гарниссаж не остается в тигле, а
«вмерзает» в растущий слиток, образуя его периферий-
ную часть;
3) масса жидкой ванны никогда не достигает 100%
от массы отливки, поскольку кристаллизация расплава
начинается значительно раньше окончания плавки, дру-
гими словами, образование слитка идет путем последо-
вательного наплавления.
Эти особенности дуговой плавки расходуемого элек-
трода в кристаллизаторе позволили существенно упро-
стить конструкцию плавильных агрегатов и технологию
выплавки слитков. Вместе с тем, как уже отмечалось,
принципиальным недостатком этого способа является
возможность образования в слитках дефектов в виде
включений и химической макронеоднородности, что обу-
словлено неполным растворением (расплавлением) ту-
гоплавких кусочков шихты.
При гарниссажной плавке нерасплавившиеся компо-
ненты шихты и случайные включения, имеющие более
высокую плотность и температуру плавления, чем титан,
оседают на дно жидкой ванны и «вмерзают» в донный
гарниссаж, поэтому не могут попасть в отливку. При
дуговой плавке слитков гарниссаж является частью от-
ливки и поэтому такие включения попадают в слиток.
Сам по себе слиток можно рассматривать как разрос-
шийся донный гарниссаж, который будет содержать в
себе все, что не успело расплавиться в лунке и упало
на ее дно.
То обстоятельство, что при дуговой плавке слитков
в кристаллизаторе весь металл единовременно никогда
не находится в жидком состоянии, создает возможность
возникновения химической неоднородности по высоте
слитка. Для преодоления этого недостатка в технологии
дуговой выплавки слитков титановых сплавов принят
двойной переплав, однако в некоторых случаях (напри-
мер, при выплавке титановых сплавов с большим содер-
жанием тугоплавких компонентов) и эта мера оказыва-
ется недостаточной.
Гарниссажная плавка предусматривает, во-первых,
существование раздельных участков плавления и кри-
сталлизации, а именно: плавление ведется в гарниссаж-
ном тигле, а кристаллизация — в другой емкости — в
форме или изложнице; во-вторых, гарниссаж не попада-
ет в отливку и, в-третьих, весь металл в момент разлив-
ки находится в жидком состоянии.
Разделение зон плавления и кристаллизации обеспе-
чивает снижение перегрева расплава, что предопределя-
ет получение мелкозернистой структуры.
Необходимо указать еще на одно важное технологи-
ческое преимущество гарниссажной выплавки слитков
перец обычным дуговым методом плавки расходуемого
электрода в кристаллизаторе.
Благодаря разделению зон плавления и кристаллиза-
ции изложница не должна служить плавильным агрега-
том, что создает возможность отливки слитков любой
формы, а также разного рода фасонных заготовок для
штамповки и готовых фасонных отливок.
До последнего времени наиболее разработана была
разновидность гарниссажной плавки в графитовом или
медном водоохлаждаемом тигле с использованием рас-
ходуемого электрода, состоящего из компактного метал-
ла — литого или деформированного. Эта разновидность
гарниссажной плавки в основном применяется для изго-
товления фасонного литья из титана и других высоко-
реакционных металлов.
Попытки использовать гарниссажную плавку в та-
ком варианте в качестве замены вакуумной дуговой
плавки в кристаллизаторе для получения заготовитель-
ного литья не увенчались успехом. Причиной этого яв-
ляются следующие обстоятельства:
а) выход годного при отливке слитков из-за образова-
ния настылей на литейной оснастке (сливная воронка,
желоба и т. п.) и разбрызгивания металла несколько
ниже, чем при наплавлении в кристаллизаторе, а воз-
можность повторного возвращения образовавшихся от-
ходов при таком варианте гарниссажной плавки ог-
раничена, что не позволяет достигнуть в итоге равной
нормы расхода первичного металла, не говоря о сокра-
щении этого самого важного технико-экономического
показателя призводства слитков титановых сплавов;
б) для данного варианта гарниссажной плавки необ-
ходим расходуемый электрод, как правило, слиток пер-
вого переплава, полученный в вакуумной дуговой печи
с кристаллизатором; результатом гарниссажной плавки
является слиток, который во многих случаях из-за имею-
щейся в нем усадочной раковины не может быть нап-
равлен на деформацию с целью изготовления полуфаб-
рикатов, т. е. гарниссажная плавка оказывается вторым,
но не окончательным переплавом.
Одним из возможных путей, позволяющим применить
гарниссажную плавку с ее ценными качествами для за-
готовительного литья, является использование незави-
симых источников тепла. Однако, как показано в гл. 1,
несмотря на обилие разновидностей источников нагрева
(нерасходуемые электроды типов «дюрарк» и «ротат-
род», плазмотрон, источник нагрева с полым катодом,
электронно-лучевой нагрев), в настоящее время нет на-
дежно действующих в течение сотен и тысяч часов уст-
ройств, пригодных для специфических условий плавки
титана. Широкий размах работы в этом направлении
позволяет надеяться на успех в ближайшем будущем.
Другой вариант решения этой проблемы заключается
в применении нового способа гарниссажной плавки, ко-
торый получил название процесса ГРЭ (гарниссаж—ра-
сходуемый электрод) [9] Сущность процесса ГРЭ со-
стоит в том, что расходуемым электродом является гар-
ниссаж, образовавшийся в этом же тигле, во время
предыдущей плавки. Процесс ГРЭ может быть реали-
зован в том случае, если тигель имеет определенную
форму. При плавке данным способом не требуется спе-
циального приготовления расходуемого электрода, так
же как и при плавке с использованием независимого
источника нагрева.
Для каждой марки выплавляемого сплава должен
применяться гарниссаж — расходуемый электрод соот-
ветствующего химического состава. Шихтой для плавки
служат прессованные брикеты из первичного металла и
стружки, а также кусковые отходы произвольной фор-
мы с размерами, соизмеримыми с габаритами рабочего
пространства тигля.
Плавление расходуемого электрода (гарниссажа пре-
дыдущей плавки) производится электрической дугой по-
стоянного тока в вакууме или среде нейтрального газа,
и процесс этот практически не отличается от обычной ва-
куумной дуговой плавки в кристаллизаторе цилиндри-
ческого расходуемого электрода. После окончания плав-
ки необходимая часть расплава сливается в изложницу,
а гарниссаж с затвердевшими остатками неслитого
металла извлекают из тигля и используют в виде расхо-
дуемого электрода при последующей плавке данного
сплава.
Таким образом, способ ГРЭ, сохраняя все преимуще-
ства гарниссажной плавки, позволяет вводить в шихту
любую долю оборотных отходов и этим резко сократить
расход первичных металлов при производстве слитков.
Основными технологическими параметрами процесса
ГРЭ, определяющими величину ванны жидкого металла
и производительность печи, являются мощность электри-
ческой дуги при плавке и соотношение между массой за-
груженной в тигель шихты и массой гарниссажа — рас-
ходуемого электрода.
Наличие при плавке способом ГРЭ двух регулируе-
мых параметров вместо одного при плавке расходуемого
электрода в кристаллизаторе делает первый способ более
гибким, позволяющим выбирать оптимальный режим
плавления в зависимости от поставленной задачи.
Если задачей является обеспечение наибольшей произво-
дительности плавильного агрегата, доля гарниссажа рас-
ходуемого электрода в общей массе садки (общее коли-
чество загруженной в тигель шихты и гарниссажа расхо-
дуемого электрода) должна быть минимальна, а
мощность электрической дуги максимальна. Ограничение
последней величины обусловлено лишь мощностью источ-
ника электрического питания печи и стойкостью тигля
к тепловым нагрузкам. Если же при плавке необходимо
создать наилучшие условия для рафинирования (в слу-
чае ограничения полноты рафинирования кинетикой про-
цесса), то долю гарниссажа — расходуемого электрода—
следует выбирать максимальной. Естественно, при этом
производительность печи будет уменьшаться в соответст-
вии с повышением доли гарниссажа расходуемого элек-
трода.
Очевидно, по возможности регулирования продол-
жительности выдержки переплавляемого металла в жид-
ком состоянии процесс ГРЭ подобен гарниссажной плав-
ке с независимым источником тепла.
ТАБЛИЦА 43
ХИМИЧЕСКАЯ ОДНОРОДНОСТЬ (КОЭФФИЦИЕНТ ВАРИАЦИИ) СЛИТКОВ,
ПОЛУЧЕННЫХ ПЛАВКОЙ СПОСОБОМ ГРЭ И РАЗЛИВКОЙ
В ИЗЛОЖНИЦУ
Сплав Коэффициент вариации по компонентам сплава
AI | Мо 1 V 1 Zr Сг
ВТЗ-1 0,02 0,06 0,07
ВТ6 0,015 — 0,02 — —
ВТ16 0,03 0,02 0,01 — —
4201 — 0,03 — 0,07 —
Слитки, полученные способом ГРЭ, характеризуются
высокой химической однородностью. В табл. 43 приведе-
ны значения коэффициента вариации (отношение сред-
него квадратического отклонения к среднему арифмети-
ческому значению), определенные в результате исследо-
вания химического состава металла в объеме слитков
различных титановых сплавов.
Как следует из данных табл? 43, обнаруженные откло-
нения химического состава в объеме слитков незначитель-
ны и находятся практически в пределах точности метода
анализа.
В полученных слитках не обнаружено дефектов в ви-
де включений и местной макронеоднородности, что
совершенно естественно, поскольку применение гарнис-
сажной плавки и неполный слив расплава из тигля га-
рантируют от попадания нерасплавившихся частиц ших-
ты в изложницу. Даже использование при выплавке спла-
ва 4201 в качестве шихтового материала штабиков
молибдена (33% от массы всей шихты) не привело к
образованию включений в слитке. При получении слит-
ков этого сплава способом традиционной вакуумной ду-
говой плавки расходуемого электрода в кристаллизаторе
с применением таких шихтовых материалов неминуемо
должны быть обнаружены включения нерасплавленного
молибдена. Для устранения включений при этом спосо-
бе производства слитков сплава 4201 и других сплавов
с тугоплавкими компонентами шихты молибден вводят
в виде стружки толщиной в несколько сотых долей мил-
лиметра.
Проведенные иследования и накопленный опыт дают
основания предположить, что способ ГРЭ можно эффек-
тивно применять в качестве первого переплава для полу-
чения слитков расходуемых электродов, а в ряде случаев
непосредственно для отливки слитков—заготовок опти-
мальной с точки зрения деформации формы и размеров.
Применение способа ГРЭ позволяет осуществить корен-
ное совершенствование технологии производства слитков
титановых сплавов, обеспечивающее увеличение доли
оборотных отходов в шихте, снижение трудоемкости
подготовки шихтовых материалов к плавке и повыше-
ние химической однородности выплавляемого металла
с полным устранением дефектов в виде включений не-
расплавленных тугоплавких частиц шихты.
7 ОБРАБОТКА СЛИТКОВ
У титановых слитков поверхностные дефекты типа не-
слитин, раковин, наплывов, непроплавов и др., представ-
ляющие собой различного вида негерметичные несплош-
ности в слитке, в процессе пластической деформации не
«залечиваются», а, наоборот, развиваются. Это связано
с интенсивным газонасыщением поверхности при нагре-
ве слитков. Поэтому целый парк обдирочных станков и
линий является непременным атрибутом любого крупно-
го производства титановых слитков. В зависимости от
качества поверхности обдирка производится на глубину
5—20 мм, что приводит к уменьшению массы чернового
слитка в среднем на 7—12%. Около 65—75% стружки
возвращается в шихту, остальная часть выводится из
сферы производства слитков ввиду ее окисленности, за-
грязненности осколками твердосплавных пластин и дру-
гих дефектов.
Время, затрачиваемое на обдирку слитков, колеблет-
ся в широких пределах в зависимости от типа сплавов
и температуры слитка. Например, слиток диаметром
750 мм, массой 4 т сплава ВТ9 или ВТЗ-1 обтачивается
за 9—12 ч, сплава ВТ1-0—за 2—4 ч.
Таким образом механическая обточка слитка, выз-
ванная неудовлетворительным качеством периферийных
зон сечения слитка, — операция малопроизводительная,
плохо регулируемая, связанная с большими потерями
металла и значительными капитальными затратами.
Корректировка технологии выплавки слитков (уве-
личение плотности тока, длинная дуга, знакоперемен-
ный соленоид и др.) позволила качественно улучшить
переплав поверхностных слоев слитка и создала предпо-
сылки для принципиального изменения подхода к обра-
ботке слитков перед их деформацией. Выбору оптималь-
ных форм обработки способствовали, во-первых, боль-
шой опыт предприятий черной металлургии по абразив-
ной зачистке слитков из высоколегированных сталей и
специальных сплавов и, во-вторых, разработка незави-
симых источников интенсивного нагрева металла в ваку-
уме или среде инертных газов, например таких, как
электронный луч или газовая плазма.
С точки зрения степени проплава и привлекаемых в
связи с этим методом обработки боковой поверхности
все слитки можно подразделить на 4 группы:
1-я группа — отличный проплав, плотная монолит-
ная блестящая поверхность с четко выявляемой макро-
структурой (видны границы зерен на боковой поверх-
ности), отдельные раковины глубиной не более 3 мм с
плотным и хорошо просматриваемым донышком. Боко-
вая поверхность таких слитков в обработке не нуж-
дается.
2-я группа — наряду с зонами, соответствующими
1-й группе, есть участки с матовой корочкой, под кото-
рой скрываются заливы и складки (последние могут на-
блюдаться и на открытой поверхности). Если глубина
их залегания не превышает 1—4 мм, то наиболее целе-
сообразна местная или сплошная (на данном участке)
абразивная зачистка; если дефекты располагаются
глубже, то возникает необходимость в частичной меха-
нической обработке (обточке) или частичном плазмен-
ном проплавлении участков с неудовлетворительным ка-
чеством поверхности.
3-я группа — основная часть боковой поверхности
имеет непроплавы, складки, заливы, раковины глуби-
ной до 7—9 мм. В этом случае можно рекомендовать
сплошное плазменное оплавление боковой поверхности
слитков.
4-я группа — дефекты распространяются на глубину
более 9—10 мм или поверхностный слой состоит из тол-
стой корки затвердевших брызг расплава. Такие
слитки в сравнительно недавнем прошлом были преобла-
дающими и требовали сплошной обдирки на специали-
зированных станках и линиях.
Внешний вид слитка первой группы, не требующего
обдирки, изображен на рис. 119.
Для абразивной зачистки созданы специализирован-
ные станки моделей Ш7-37 и Ш7-38, позволяющие обра-
батывать слитки соответственно диаметром до 650 мм
и длиной до 4000 мм и диаметром до 850 и длиной до
2000 мм. В зависимости от усилий прижима и подачи
стола глубина врезания камня в тело слитка регулиру-
ется в пределах 0,1—0,6 мм. Обработка может прово-
диться как в непрерывном (автоматическом) режиме —•
при сплошной зачистке, так и в пульсирующем — при
локальной зачистке. Как уже говорилось, граница целе-
сообразности способа — сплошная зачистка глубиной
до 1—3 мм и локальная —до 3—5 мм.
Время, затрачиваемое на сплошную зачистку слитка
сплава ВТ9 (0 565X1800 мм), — 2 ч (для сравнения
укажем, что при механической обточке — 5—6 ч).
Если специализированные станки абразивной зачист-
ки являются примером удачного использования приме-
нительно к титану уже известных и опробованных про-
мышленных способов экономичной обработки, то плаз-
менное оплавление слитков — новый, специально разра-
ботанный и осваиваемый в настоящее время процесс,
который в будущем может стать очень универсальным
методом обработки слитков не только титана, но и спе-
циальных сталей и сплавов.
Ведение процесса двумя плазмотронами позволяет
провести обработку (включая вспомогательное время)
поверхности слитка диаметром 565 мм, длиной 1800 мм
за 4,0—4,5 ч независимо от марки сплава и механичес-
ких свойств слитка.
Оплавленный слой представляет собой (в поперечном
сечении слитка) мелкокристаллический ободок с вели-
чиной поперечника зерна в 5—10 раз меньше, чем у
слитка (рис. 124). За ним следует зона термического
влияния, по ширине в 1,2—1,5 раза превышающая ши-
рину самого оплавленного слоя. Состав металла в обод-
ке (на глубине 5—10 мм) до и после оплавления прак-
тически идентичен.
Что касается газовых примесей (в основном кисло
рода), то наблюдаемое в ряде случаев обогащение ими
периферийного ободка связано или с нарушением герме-
тичности установок, или с использованием увлажненных
инертных газов, или отказом какого-либо звена в систе-
ме газоочистки, или с наличием водяных течей в плаз-
мотроне. При ведении процесса без указанных отклоне-
ний содержание кислорода в оплавленном слое либо рав-
но исходному, либо превышает его не более чем на
0,01—0,02%, что при существенном уровне содержания
кислорода в слитке не может привести к заметному сни-
жению пластичности ободка.
Большее значение в этом смысле может иметь раз-
личие в фазовом составе ободка и основного сечения
слитка, связанное с высокой скоростью затвердевания
расплава при оплавлении.
Дифференциация слитков по качеству проплава и
применение в зависимости от этого для каждой группы
слитков наиболее экономичных методов обработки, глав-
ные из которых — абразивная зачистка, частичная
механическая обработки и плазменное (или электронно-
плазменное) оплавление — это те факторы, которые поз-
воляют существенно усовершенствовать самую трудоем-
кую, малопроизводительную и убыточную (в смысле
больших потерь металла) операцию, завершающую про-
цесс производства слитков. Эффективность такого подхо-
да к обработке слитков видна из следующего примера.
Выход годного слитков диаметром 430—560 мм о г
шихты при их сплошной обточке был равен 82—85%,
Рис. 124. Макроструктура сечения слитка диаметром 540 мм
сплава ВТ1-0 после оплавления с помощью плазмотрона
мощностью 50 кВт
при обработке 40—50% слитков по новой технологии он
возрос до 90—91% (в целом по всем слиткам). При об-
работке слитков по новой технологии реально достижи-
мый предел по величине выхода годного составит 95%.
8 . ДЕФЕКТЫ В СЛИТКАХ
Современная технология производства слитков титано-
вых сплавов обеспечивает получение качественного
металла, полностью удовлетворяющего требованиям
потребителей. Однако при тех или иных случайных
нарушениях технологического процесса производства в
слитках обнаруживаются дефекты. Эти дефекты услов-
но могут быть разделены на три вида:
1) вносимые шихтовыми материалами;
2) образующиеся при приготовлении расходуемого
электрода и в процессе плавки;
3) усадочного происхождения.
Метод вакуумной дуговой плавки титана в водоох-
лаждаемой изложнице в печах с расходуемым электро-
дом является несовершенным по следующим причинам:
а) весь переплавляемый металл никогда не бывает
одновременно в жидком состоянии и наряду с процессом
плавления идет процесс кристаллизации;
б) частицы или их скопления с плотностью, хотя бы
немного превышающей плотность расплава, даже при
одинаковой с ним температуре плавления, попадая в
ванну, практически мгновенно погружаются на дно лун-
ки и вмерзают в кристаллизующийся слой, образуя
включения.
Все реально используемые легирующие компоненты,
кроме алюминия и кремния, имеют плотность большую,
чем титан, а некоторые из них (молибден, хром, цирко-
ний, ниобий, ванадий) обладают и более высокой тем-
пературой плавления. Кроме того, соединения титана с
кислородом и азотом в виде растворов внедрения или
окислов и нитридов имеют большую по сравнению с ис-
ходным материалом температуру плавления и плотность.
Как показано в работах Г. С. Андреевой и
В. П. Уртьева, при наличии отмеченных выше специфи-
ческих особенностей метода плавления создаются благо-
приятные условия для химической неоднородности слит-
ка и образования в нем включений тугоплавких и тяже-
лых легирующих элементов, а также включений от за-
w
грязненных газовыми примесями отходов или окисленных
кусочков губки.
В равной мере все сказанное относится и к тому слу-
чаю, когда в расплав попадают твердые частицы расхо-
дуемого электрода или настыли, которые в результате
ликвационных процессов либо избирательного испаре-
ния имеют состав, существенно отличный от среднего.
Дефекты, вносимые шихтовыми материалами
Дефекты, вызываемые низким качеством титановой губ-
ки и недостаточно очищенными отходами, описаны
в гл. 2.
Практика приготовления сплавов и специально пос-
тавленные эксперименты показали, что все тугоплав-
кие металлы (Мо, Nb, W, V, Zr, отчасти Сг), введенные
в шихту даже в виде порошка, часто остаются в слитках
в виде нерастворившихся полностью включений, выяв-
ляемых в полуфабрикатах при ультразвуковом или
ретгеновском контроле. В связи с этим все легирующие
элементы в титановых сплавах, кроме алюминия и мар-
ганца, вводят в прессованный электрод в форме лигатур
(обычно с алюминием), что снижает температуру плав-
ления и способствует их быстрому и полному растворе-
нию в расплаве.
Дефекты, образующиеся
вследствие плохой подготовки
расходуемого электрода к плавке
Можно отметить три источника загрязнения металла
включениями по этой причине:
1) газопламенная обрезка натеков, затвердевшего
расплава в зоне приварки расходуемого электрода к пе-
реходнику или огарку и попадание следов реза в жид-
Kj ю ванну;
2) разрушение вольфрамового электрода и попадание
отдельных его кусочков в сварной шов (обычно, в момент
зажигания дуги) при аргоно-дуговой приварке листовой
обрези к прессованному электроду (применяется для уп-
рочнения электродов) или при локальной аргоно-дуго-
вой сварке между собой двух слитков, первого переплава.
Мельчайшие включения подобного типа размерами 0,2—
1,0 мм обнаруживаются при рентгеновском просвечива-
нии тонких полуфабрикатов. Способ их исключения —вы-
рубка той части шва, наплавление которой сопровожда-
лось короткими замыканиями и приваркой электрода к
металлу шва, а также применение схемы бесконтактного
зажигания дуги. Вырубке подлежит и та часть шва, при
Формировании которой появились признаки окисления
металла (налет пленки окислов, цвета побежалости);
3) отсутствие достаточных мер предосторожности при
проведении основного процесса сплошной кольцевой ар-
Рис. 125. Натеки, образовавшиеся при сварке переходника с литни-
ковым торцом слитка первого переплава диа метром 650 мм сплава
ВТЗ-1
Рис. 126. Диск сплава ВТ8 с включением практически чистого титана (ВТ1-0)
гоно-дуговой сварки между собой (вне печи) двух слит-
ков первого переплава с присадкой проволоки из титана.
Имеется в виду возможность проливов жидкого металла
(практически чистого титана) в зазор между торцами со-
единенных слитков. Если соединяемые слитки стыкуются
по периферийной кромке шириной меньше 15—20 мм
(т. е. меньше возможной глубины проплава при сварке),
то не исключено проплавление этой кромки и слив рас-
плавленного металла с последующим его затвердеванием
в форме натеков в зазоре между слитками. При плавле-
нии зоны стыка во время плавки расходуемого электро-
да натеки падают в расплав.
На рис. 125 изображены натеки, образовавшиеся при
внепечной сварке слитков первого переплава диаметром
650 мм, а на рис. 126 — включения типа химической не-
однородности («светловины») в диске сплава ВТ9, обра-
зовавшиеся в результате их падения в расплав и пред-
ставляющие собой практически чистый титан со следами
алюминия и молибдена.
Дефекты, образующиеся
в процессе плавления
Такие дефекты в свою очередь можно подразделить на
два вида: дефекты, образующиеся при нарушении нор-
мального хода процесса плавки (например, газонасыщен-
ные включения в результате разгерметизации печи,
несплошности в результате обрывов небольших частей
расходуемого электрода в зоне приварки его к переходни-
ку или огарку; металлические включения, обедненные
легирующими компонентами в результате сплавления
огарка из чистого титана в слиток из легированного спла-
ва), и дефекты, образующиеся в процессе плавки расхо-
дуемого электрода без нарушения режима.
Дефекты последнего типа получили название дефек-
тов типа химической (ликвационной) или структурной
неоднородности.
В конце пятидесятых — начале шестидесятых годов
основная масса включений, обнаруживаемых в полуфаб-
рикатах, состояла из хрупких газонасыщенных кусочков,
осколков твердосплавных пластин и отчасти включений
молибдена и других легирующих. По мере совершенст-
вования технологии производства слитков вероятность
появления таких дефектов уменьшалась и в конце шести-
десятых — начале семидесятых годов их доля в общем
количестве изделий, отбракованных по включениям, сос-
тавила 4—6%.
Зато в той же хронологической последовательности
резко возросла (до 94—95%) доля включений типа хими-
ческой неоднородности. Этот вид дефектов существовал
и раньше, но не поддавался обнаружению на фоне срав-
нительно грубой макроструктуры штамповок и прутков
того времени. Локальная химическая неоднородность,
наблюдавшаяся иногда на каждом пятом-седьмом слит-
ке среднелегированных титановых сплавов типа ВТЗ-1 и
ВТ9, как правило, не фиксируется ни при рентгеновском
просвечивании, ни при ультразвуковом контроле и про-
является на травленой поверхности полуфабрикатов
прежде всего как структурная неоднородность — в виде
более темных или более светлых участков по сравнению
с основным фоном мелкозернистой макроструктуры со-
временных штамповок при деформации в двухфазной об-
ласти.
Включения пластичны (микротвердость их отличается
от микротвердости основного металла не более чем на
25—30 кгс/мм2) вытягиваются в направлении течения ме-
талла при деформации и размеры их в поперечном сече-
нии полуфабрикатов (прутков и лопаток) колеблются в
пределах десятых долей миллиметров — нескольких мил-
лиметров, в продольном направлении — от нескольких
миллиметров, до десятков миллиметров.
На рис. 127 представлены лопатки сплавов ВТЗ-1,
ВТ9, ОТ4, а на рис. 128 — макрошлифы поперечного сече-
ния катаных прутков диаметром 25—60 мм с участками
аномальной травимости.
По внешнему виду дефекты типа химической неод-
нородности делятся на темные и светлые зоны из-за соот-
ветственно более темного или более светлого оттенка по
сравнению с основным фоном шлифа. Различие в оттен-
ках обусловлено характером микроструктуры металла в
зоне дефектов.
Темным зонам соответствуют участки огрубленной,
перегретой, бета-превращенной структуры с видимыми
границами зерен и игольчатыми или пластинчатыми вы-
делениями a-фазы, вкрапленными в основное поле шли-
фа с мелкодисперсной и однородной структурой без гра-
ниц и с глобулярной формой выделений a-фазы, харак-
терной для двухфазных сплавов, деформированных при
температуре ниже точки полиморфного превращения
(а+₽->₽).
Светлым зонам соответствуют сгустки мелкодисперс-
ной a-фазы (т. е. участки с большой плотностью а-фазы)
на фоне обычной структуры двухфазных сплавов, дефор-
Рис. 127. Лопатка компрессора с включением типа химической неоднород-
ности. Сплав ВТ9
Рис. 129. Типичные микроструктуры в зонах: а — светлых; б — темных
Температура превращения °C
Рис. 130. Зависимость температуры полиморфного превращения (а+₽-*₽) от
содержания легирующих элементов в титановых сплавах
мированных при температурах ниже точки полиморфно-
го превращения.
Типичные микроструктуры темных и светлых зон
представлены на рис. 129.
Описанная разница в микроструктуре дефектных уча-
стков и фона объясняется их различием в- химическом
составе, а следовательно, и в температуре полиморфного
превращения. Например, деформация сплава типа ВТЗ-1
или ВТ9 производится при температуре 980° С, при этом
для основной массы материала образца температура по-
лиморфного превращения равна 1000° С, а для отдель-
ных объемов — соответственно 1020 и 960° С.
При таких условиях основной фон шлифа имеет без-
зеренную микроструктуру с измельченной a-фазой глобу-
лярной или слегка вытянутой формы. Объемам с темпе-
ратурой полиморфного превращения 1020° С соответст-
вуют на шлифе участки с большей плотностью
дисперсной a-фазы и, наоборот, объемам с температу-
рой полиморфного превращения 960° С — структура с
превращенными 0-зернами с недеформированными пач-
ками пластин a-фазы и отложениями a-фазы по грани-
цам зерен.
Определение температур полиморфного превращения
в сплавах ВТ9 и ВТЗ-1 в зоне дефектов и здоровом ме-
талле показало, что разброс достигает 20—40° С, что
свидетельствует о значительном концентрационном
градиенте на границе дефект — основной металл.
Исследование состава с помощью микрорентгеноспект-
рального и локального спектрального анализов показа-
ло, что темные зоны, как правило, обеднены алюминием
и существенно обогащены бета-стабилизаторами, а
светлые зоны — алюминием. Эти колебания химического
состава могут значительно выходить за пределы техни-
ческих условий для данного сплава. Например, в темных
зонах сплава ВТ9 находпли до 8% Мо при содержании
алюминия не более 6%.
Анализ эмпирических кривых зависимости темпера-
тур полиморфного превращения от состава сплава, изоб-
раженных на рис. 130, делает очевидной причинную
связь между структурой, критическими точками и соста-
вом дефектных участков и фона.
Как правило, включения обнаруживаются в централь-
ной части поперечного сечения катаных прутков и есте-
ственно, что в- слитке они располагаются в аналогичных
зонах. В твердой фазе такие обширные, с точки зрения
возможностей диффузионных процессов, участки с ярко
выраженной неоднородностью возникнуть не могут. Сле-
довательно, они образуются в жидкой фазе, т. е. в рас-
плаве, и фиксируются при его затвердевании.
На рис. 131 изображена схема выплавки слитка вто-
рого переплава, на которой показаны возможные источ-
ники образования дефектов в виде включений и химиче-
ской неоднородности.
При переплаве прессованных расходуемых электродов,
изготовленных из плохо перемешанной шихты и имеющих
недостаточную плотность (3,4—3,7 г/см3), на поверхно-
сти слитков- первого переплава образуется хрупкая легко
отслаивающаяся корочка, обогащенная легирующими
компонентами. На рис. 132 изображен в изломе электрод
диаметром 450 мм, обогащенный в его нижней части (по
отношению к втулке пресса) лигатурой, а на рис. 133 —
слиток первого переплава диаметром 650 мм сплава ВТ9
с хрупкой коркой, при отслаивании которой обнажаются
глубокие поверхностные неслитины и заливы.
Представление о составе этой корочки в слитках спла-
вов ВТЗ-1 и ВТ9 дают результаты анализов различных
зон слитков первого переплава диаметром 650 мм, пред-
ставленные в табл. 44 и 45. Поскольку общие закономер-
ности распределения легирующих компонентов для обоих
сплавов аналогичны, табличные данные будут комменти-
роваться в-основном на примере сплава ВТЗ-1.
ззо
Рис. 131. Схематическое изображе-
ние процесса плавления слитков
второго переплава (а) и выведение
усадочной раковины (б) в вакуум-
ных дуговых печах:
7, II, III — сваренные между собой
слитки первого переплава (по схе-
ме литником вверх); IV—переход-
ник: V — «огарок»; I — «корона»
слитка; 2—настыль на кристалли-
заторе выше короны; 3 — корольки
металла на заплечиках кристалли-
затора; 4 — настыль на переходни-
ке и огарке; 5—натеки в зоне при-
варки переходника к литниковому
торцу слитка; 6 — отслаивающаяся
корочка иа боковой поверхности
слитка 1-го переплава; 7—наро-
сты на расходуемом электроде при
выведении усадочной раковины
(«рога»); 8 — печная сварка; 9—
внепечная сварка; 10 — донная
часть слитка 1-го переплава (Л=
= 20—40 мм) с неоднородным рас-
пределением легирующих элементов
(Д и Л — соответственно донная ц
пятниковая части)
Рис. 132. Излом отпрессованного электрода диаметром
450 мм сплава ВТ8 с явными поизнаками неоднородного
распределения шихтовых материалов (стружки, куско-
вых отходов, лигатуры)
Максимальная концент-
трация легирующих элемен-
тов (алюминия, молибдена,
железа, кремния, хрома) в
хрупкой корочке в 2,8—3,9
раза выше расчетного соста-
ва сплава, а минималь-
ная— в 1,2—9 раз ниже.
При этом среднее содержа-
ние молибдена и кремния
соответствует расчетному
составу, а среднее содержа-
ние алюминия и хрома (эле-
ментов со сравнительно вы-
сокой упругостью паров) в
1,3—1,4 раза выше расчет-
ного состава сплава.
Природу этого явления
можно объяснить следую-
щим образом. Сплавление
электрода с зачеканенными
в него термопарами показа-
ло, что на его нижнем кон-
це, на отрезке длиной при-
Рис. 133. Слиток первого переплава
диаметром 650 мм сплава ВТ9, вы-
плавленный при силе тока 12—
14 кА в постоянном магнитном по-
ле соленоида
со ТАБЛИЦА 44 со АНАЛИЗ РАЗЛИЧНЫХ ЗОН СЛИТКОВ ПЕРВОГО И ВТОРОГО ПЕРЕПЛАВОВ, КОНДЕНСАТА И НАСТЫЛЕЙ В ПЕЧИ ПРИ ПРОИЗВОДСТВЕ СПЛАВА ВТЗ-1
"к Объект анализа Число Содержание элементов, %
£ вок А1 Мо сг Ре | SI
1 «Корона» слитков второго переплава диаметром 750 мм 37 16,35—5,19 3,51—1,47 11,51—0,95 1,57—0,17 0,34—0,08
7,72 2,34 2,62 0,46 0,23
2 Настыль с кристаллизатора (выше «короны») после плавки слитков диа- метром 750 мм второго переплава 33 15,88—0,73 2,98-1,56 11,06—1,63 0,75—0,27 0,33—0,08
7,53 2,26 2,96 0,40 0,23
3 Корольки металла с заплечиков кри- сталлизатора после выплавки слит- ков диаметром 750 мм второго пере- плава 20 15,56—4,67 8,68 3,27—0,33 1,9 12,85—1,72 3,01 0,78—0,17 0,41 0,38—0,07 0,22
4 Настыль с переходника и огарка пос- ле плавки слитков диаметром 750 мм второго переплава 23 7,64—3,55 2,77—1,16 1,97—0,89 0,56—0,12 0,30—0,02
6,02 2,34 1,63 0,39 0,22
5 * Натеки в зоне приварки переходника к литниковому торцу слитка диамет- ром 650 мм первого переплава 23 7,64—3,55 6,02 2,77—1,16 2,34 1,97—0,89 1,63 0,56—0,12 0,39 0,30—0,02 0,22
Отслаивающаяся корочка на боковой поверхности слитков диаметром 650 мм первого переплава (сила тока при плавке 12 кА) 23 21,46—5,65 8,50—0,27 6,16—0,52 1 45—0,10 0,78—0,07
6 9,20 (верх) 9,89 (серед.) 7,25 (низ) 2,31 (верх) 2,51 (серед.) 2,82 (низ) 2,39 (верх) 2,39 (серед.) 2,28 (низ) 0,58 (верх) 0,53 (серед.) 0,58 (низ) 0,25 (верх) 0,28 (серед.) 0,25 (низ)
5,6—4,5 2,4—2,0 1,2—0,6 0,45—0,22 0,23—0,17
7 Наросты на расходуемом электроде («рога») при выведении усадочной раковины в слитке диаметром 750 мм второго переплава 6 4,97 2,12 0,85 0,34 0,21
8 Расчетный состав слитков позиций № 1—6 23 6,8 2,5 1,6 0,4 0,28.
13,0—3,0 7,0—1,0 5,6—0,6 1,4—0,2 0,63—0,03-
9 Донный торец слитка первого пере- плава диаметром 650 мм на глубине до 20 мм 6 6,2 2,7 2,1 0,5 0,27
10 Расчетный состав слитков позиции №9 — 6,4 2,6 2,1 0,45 0,28
CO
co
Co
Примечание. В знаменателе дано среднее содержание.
оэ ТАБЛИЦА 45
АНАЛИЗ РАЗЛИЧНЫХ ЗОН СЛИТКОВ ПЕРВОГО И ВТОРОГО ПЕРЕПЛАВОВ, КОНДЕНСАТА И НАСТЫЛЕЙ В ПЕЧИ ПРИ
ПРОИЗВОДСТВЕ ВТ9
№ пор Объект анализа Число пла- вок Содержание элементов, %
AI Мо Zr Fe SI
1 «Корона» слитков диаметром 770 мм второго переплава 18,53—5,86 3,14—1,86 2,73—1,09 0,53—0,16 0,34—0,06
14 9,09 16,96—4,67 2,70 4,27—1,13 2,87 1,75 2,83—0,75 1,84 0,23 0,33—0,13 0,19 0,23 0,70—0,07 0,24
2 Настыль с кристаллизатора (выше 20
«короны») после плавки слитков диа- метром 750 мм второго переплава 8,68
0,35—0,06
9,80—5,10 3,19—1,04 2,23—0,62 0,29—0,12
3 Корольки металла с заплечиков кри- сталлизатора после выплавки слитков диаметром 750 мм второго переплава 12 7,56 2,36 1,46 2,03—1,57 0,16 0,20—0,14 0,15 0,27—0,06
Настыль с переходника и огарка пос- ле плавки слитков диаметром 750 мм 8,35—5,83 2,96—2,81
4 4 6,87 2,89 2,04 0,16 0,15
второго переплава 0,29—0,04
Натеки в зоне приварки переходника к литниковому торцу слитка диамст- 11 6,94—5,36 3,57—1,37 3,02—0,62 0,52—0,13
5 6,42 2,69 1,48 0,23 0,18
ром 650 мм первого переплава 19,28—4,87 11,65—0,98 5,15—0,64 0,4—0,09 0,60—0,07
6 Отслаивающаяся корочка на боковой 40 0,22
поверхности слитков диаметром 10,84 3,27 (верх) 2,04 0,21
650 мм первого переплава (сила тока 5,10 (сере-
при плавке 12 кА) дина)
7 Расчетный состав слитков — 6,9 3,55 2,1 — 0,30
Примечание. В знаменателе дано среднее содержание.
близительно 100—150 мм от торца, температура возрас-
тает от 400—500° С до температуры ликвидуса. В сплав
ВТЗ-1 легирующие элементы вводят в виде пятикомпо-
нентной лигатуры алюминия (40%)—молибден (30ч-
34%)—хром (23—27%)—железо (4—6%)—кремний
(2—8%) с температурой плавления около 1450° С и сво-
бодного алюминия.
По мере разогрева нижнего конца электрода сначала
начинает плавиться алюминий, потом лигатура и только
у самого торца электрода — титан (губка и отходы).
Если легирующие элементы находятся в центральной
части сечення электрода или, точнее, окружены со всех
сторон массой спрессованного титана, то, расплавляясь,
они растворяют в себе титан, что приводит к повыше-
нию температуры плавления системы. По мере прибли-
жения к торцу электрода и соответственно увеличения
его температуры идет процесс усреднения состава, кото-
рый в пределах электрода завершается в жидкой пленке
на торце электрода. Если же алюминий и лигатура на-
ходятся в виде больших по площади скоплений в поверх-
ностном слое электрода (что характерно для электродов,
полученных на горизонтальных прессах), то они выплав-
ляются из электрода и стекают по его свободной поверх-
ности, оставляя на отрезке 100—200 мм от его нижнего
торца довольно глубокие кратеры (рис. 134). Плавление
электродов сопровождается довольно интенсивным раз-
брызгиванием жидкого металла с электрода и из дуго-
вого зазора из-за испарения кристаллизационной влаги,
хлоридов магния и магния, направленного потока отка-
чиваемых газов, а также взаимодействия магнитного по-
ля соленоида с жидким проводником тока (жидкая плен-
ка на конце электрода, капли в столбе дуги, зеркало рас-
плава в лунке).
Брызги попадают на стенку изложницы выше уровня
зеркала ванны, образуя довольно рыхлую корку — так
называемые настыль и «корону». Здесь же конденсиру-
ются пары хлоридов магния и магния, а также легирую-
щих элементов со сравнительно высокой упругостью па-
ров (алюминий, хром и др.).
Естественно, что наибольшая вероятность оказаться
на стенке изложницы имеется у тех капель, которые, во-
первых, раньше образуются, а во-вторых, находятся к
ней ближе, т. е. у капель, стекающих по боковой поверх-
ности электрода, и в том числе у тех, которые образуются
при выплавлении алюминия и лигатуры. По мере повы-
шения уровня зеркала ванны расплав частично раство-
ряет и частично пропитывает этот пористый слои на
Рис. 134. Остаток прессованного
электрода диаметром 260 мм
сплава ВТ5-1. На боковой по-
верхности видны кратеры —
следы выплавления алюминия и
лигатуры
внутренней поверхности из-
ложницы. «Смыванию» его
способствует также излучение
от столба дуги или непосред-
ственное воздействие анодного
пятна дуги. Тем не менее на
большинстве слитков первого
переплава можно было обна-
ружить различные по площади
участки с хрупкой корочкой и
наблюдать их частичное от-
слаивание и падение в рас-
плав при втором переплаве
слитков.
Расмотрим еще один при-
мер ярко выраженной химиче-
ской неоднородности в слитках
первого переплава — их дон-
ную часть на глубине до 20—
40 мм от торца.
Плоский фронт кристалли-
зации и незначительная глу-
бина лунки в начальной стадии
затвердевания не создают ус-
Рис. 135. Распределение алюминия в среднем сечении и
в торцах слитка первого переплава диаметром 650 мм
сплава ВТЗ-1. Сила тока при плавке 12—14 кА. Величина
порции при прессовании электрода 40 кг:
J — литниковый торец; 2 — середина; 3 — донный торец
ловий для усреднения состава, и содержание леги-
рующих элементов изменяется в 4—10 раз в зависимо-
сти от места пробоотбора. В донной части слитков диа-
метром 650 мм сплава ВТЗ-1 (см. табл. 44, позиция 9)
содержание алюминия колеблется в пределах 13—3,0%;
молибдена 7,0—1,0%; хрома 5,6—0,6%; железа 1,4—
0,2%, кремния 0,63—0,03%.
Поскольку расходуемый электрод для второго пере-
плава состоял из трех слитков первого переплава, то при
любой их компоновке, по крайней мере, две донные части
будут участвовать в формировании слитка второго пе-
реплава. Все сказанное в равной степени относится и к
литниковым торцам, которые при достаточно высокой
однородности в распределении легирующих, как прави-
ло, обеднены ими по сравнению с основной (по длине)
частью слитка первого переплава. Это хорошо видно на
рис. 135, где графически показано распределение алюми-
ния в литниковом торце, среднем по высоте сечения, и
донном торце и где максимумы на кривых сдвинуты в
той же последовательности в сторону больших содержа-
ний алюминия.
Таким образом, по длине составного расходуемого
электрода можно выделить три пояса с достаточно чет-
ко выраженной неоднородностью — зона приварки пере-
ходника к первому слитку, зона приварки первого и вто-
рого слитков, зона приварки второго и третьего слитков.
Сварка слитков в печи или приварка их к переходнику,
осуществляемые в две стадии, достаточно длительны
(20—40 мин). Нагрев свариваемых поверхностей (лит-
никового или донного торцев) дугой и появление на них
жидкой пленки и введение этих поверхностей в соприкос-
новение с «выжиманием» жидкого металла в периферий-
на ю зону зачастую сопровождаются образованием нате-
ков (см. рис. 136).
Как следует из предшествующего описания, жидкая
пленка и, следовательно, натеки формируются из тех ча-
стей слитка, состав которых в наибольшей степени отли-
чается от состава основного металла. Этому дополни-
тельно способствует испарение алюминия и хрома с по-
верхности торцов при обогреве дугой.
В табл. 44 и 45 (позиция 5) приведены максимальные,
минимальные и средние значения содержания легирую-
щих элементов в натеках из зоны приварки переходника
к литниковому торцу первого слитка диаметром 650 мм.
Рнс. 136. Натеки, образовавшиеся при
сварке переходника с литниковым тор-
цом слитка диаметром 650 мм первого
переплава сплава BT3 |
Для этого случая характерно обеднение зоны приварки
и натеков легирующими. Если бы переходники привари-
вались к донным торцам слитков, то картина была бы
если не обратная, то, во всяком случае, более разнооб-
разная — содержание легирующих в натеках изменялось
бы от минимального до значительно превышающего пас-
портные пределы.
Поскольку обычно усадочная раковина выводится на
переходнике, после сплавления всего расходуемого элек-
трода все описанные пояса неоднородности (в том числе
и натеки) попадают на разных стадиях плавки в ванну
и вероятность их полного усреднения не представляется
очень высокой.
Потенциальным источником включений в слитках мо-
жет являться и «корона» слитков второго переплава —
сравнительно тонкий ободок затвердевшего металла, вы-
ступающий над зеркалом расплава и являющийся про-
должением гарниссажа, в котором заключен расплав.
Образуется «корона» при попадании жидкого металла на
водоохлаждаемую стенку изложницы, покрытую слоем
конденсата и брызг.
Жидкий металл частично пропитывает этот пористый
слой, частично его размывает и затвердевает в виде ко-
рочки толщиной 3—15 мм,
имеющей поры, неслити-
ны, наплывы, завороты.
Высота и толщина коро-
ны зависят от интенсив-
ности движения распла-
ва, направления и ампли-
туды колебаний поверх-
ностных слоев жидкого
металла в лунке, а также
величины теплового пото-
ка в поясе «короны». Чем
спокойнее расплав, чем
больше мощность дуги и
величина дугового зазора
(естественно, в определен-
ных пределах); чем бли-
же подходит анодное пят-
но к кромке зеркала ван-
ны, тем тоньше и ниже ко-
рона. и наоборот,
Рис. 137. Дефекты в слитках жаропрочных сплавов на основе нике-
ля. Слиток выплавлен в ВДП. Источник дефектов (улиток) — упав-
шая в расплав корона
Над короной располагается настыль — пленка или,
точнее, слой конденсата (хлористый магний, магний, алю-
миний, титан и др.) и затвердевших брызг, который еще
не пропитан жидким расплавом и не составляет единое
целое с гарниссажем слитка. Анализ корон и настылей,
образовавшихся при выплавке слитков диаметром 750 мм
сплавов ВТ9 и ВТЗ-1, показал повышенное содержание
алюминия и хрома, сред-
ние значения которых со-
ответственно на 10—28 и
60—80% больше расчет-
ного состава.
Следует отметить, что
представленные в табл.
44 и 45 результаты анали-
зов относятся к коронам,
оставшимся после окон-
чания плавки и выведе-
ния усадочной раковины
и, следовательно, «впи-
тавшим» в себя значи-
тельно больше алюминия
и хрома по сравнению с
коронами, образующими-
ся в процессе плавки и
постоянно взаимодейст-
вующими с расплавлен-
ным металлом.
Короны и настыли
представляют интерес в
Рис. 138. Наросты («рога»), оставшие-
ся на переходнике после выведения
усадочной раковины
том смысле, что во время визуального наблюдения за
плавкой были отмечены случаи падения их в ванну при
проплавлении основания высокой короны жидким метал-
лом или дугой и при отставании настыли от стенки из-
ложницы. Аналогичные явления наблюдаются и при вы-
плавке сталей и жаропрочных сплавов на основе ни-
келя и железа в вакуумных дуговых печах [10]. Об-
разующиеся при этом включения изображены на
рис. 137.
Настыль на переходнике и огарке и корольки металла
на фланце кристаллизатора и вакуумной камеры — ре-
зультат разбрызгивания и испарения в зоне плавки. Они
обогащены алюминием (до 8% по сравнению с расчетным
составом) и обеднены элементами с более низкой упру-
гостью паров (например, молибденом и цирконием). Во
время вибрации печи или при сильных толчках конструк-
ции, связанных с короткими замыканиями, создаются ус-
ловия для стряхивания настылей и корольков, металла в
зону плавки.
Заключительная фаза процесса сопряжена с опас-
ностью падения в расплав «рогов» — наростов, распола-
гающихся в виде венчика по кромке торца расходуемого
электрода при выведении усадочной раковины (рис. 138).
Наросты формируются из пленки жидкого и полужид-
кого металла на торце электрода под воздействием эро-
зии и электродинамических сил в условиях горения дуги
малой мощности (8—3 кА) и при наличии тлеющих раз-
рядов и ионизации. Так как металл, идущий на построе-
ние наростов, длительное время (при выведении усадоч-
ной раковины скорость плавления расходуемого электрода
ничтожно мала) находится под воздействием катод-
ного пятна и теплового излучения дуги, он обедняется
элементами, упругость паров которых выше, чем титана.
Анализ наростов (позиция 7 в табл. 44) свидетельствует
о меньшем по сравнению с расчетным содержании в них
алюминия и хрома соответственно на 1,83 и 0,75% Для
сплава ВТЗ-1.
Если образование и развитие наростов происходят в
диапазоне 8—3 кА, то оплавление их и падение на литник
слитка второго переплава — только в верхней части это-
го диапазона, т. е. при силе тока не менее 4—5 кА. Это
обстоятельство должно быть учтено при определении оп-
тимального режима выведения усадочной раковины.
Обзор возможных источников «заражения» металла
дефектами типа химической неоднородности будет не-
полным, если не упомянуть еще об одном, непосредст-
венно связанным с составным расходуемым электродом.
Отдельные слитки первого переплава соединяются в
расходуемый электрод печной или внепечной аргоно-ду-
говой сваркой с присадкой проволоки чистого титана.
В последнем случае ширина проваренного периферийно-
го ободка 10—15 мм (сила тока 0,7 кА, окружная ско-
рость 23—27 м/ч) при наложении одного шва и 15—
20 мм при наложении двух швов. В первом случае (при
печной сварке) место соединения и площадь сваренных
участков зависят от конфигурации соединяемых торцов,
токового режима и многих других факторов, включая
искусство и опыт плавильщика, так что здесь трудно с
полной очевидностью говорить о том, где произойдет
сварка — в периферийной или центральной зоне площа-
ди торцов.
Для того чтобы при плавлении не нарушалась це-
лостность электрода, необходимо, чтобы сваренные
участки оплавлялись позже по сравнению с несварен-
ными в том же поперечном сечении расходуемого элек-
трода, так как в противном случае несваренные участ-
ки, принадлежащие нижнему слитку первого переплава,
упадут в расплав.
Для прогнозирования возможности нарушения це-
лостности составного расходуемого электрода при раз-
личных методах сварки необходимо знать форму пла-
вящегося на рабочем режиме торца электрода.
Для расходуемых электродов диаметром 500 мм
и более при плавке в динамическом вакууме (5ХЮ-1—
1ХЮ-2 мм рт. ст.) торец вогнутый и имеет довольно
резкий (хотя и несколько округленный) переход к бо-
ковой поверхности. Как показано В. М. Головановым,
при плавке в атмосфере инертных газов (аргона) при
давлении 40—150 мм рт. ст. торец выпуклый с большим
радиусом скругления в месте перехода торца к боковой
поверхности. Внепечная аргоно-дуговая сварка по кром-
ке соединенных торцов слитков первого переплава пол-
ностью исключается, если второй переплав осуществля-
ется в атмосфере аргона (например, сплавов, содержа-
щих марганец), так как в этом случае сварной шов
оплавляется раньше, чем средняя по сечению часть ниж-
него слитка, что приводит к ее падению в расплав.
Если сварка слитков первого переплава проведена
ь печи, но надежное соединение осуществлено только в
зоне периферийного ободка, то при плавке в атмосфере
инертных газов последствия те же. Если при сварке в
печи соединились только центральные части торцов, то
при переплаве составного расходуемого электрода в
динамическом вакууме вогнутый фронт оплавления раз-
рушает эту связь, создавая тем самым условия для па-
дения в расплав отдельных участков из периферийной
зоны торца нижнего слитка.
Однако, как уже отмечалось выше, в варианте вне-
печной сварки даже при самом благоприятном ходе
процесса (опережающем оплавление центральных зон
торца расходуемого электрода) могут образоваться
включения, если сам процесс был проведен без доста-
точных мер предосторожности, направленных на пре-
дотвращение проливов жидкого металла из кратера шва
в зазор между торцами соединяемых слитков.
Таким образом, как при печной, так и внепечной
сварке слитков первого переплава теоретически сущест-
вует опасность попадания в ванну отдельных частей
слитка первого переплава, не прошедших стадию рас-
плавления (рис. 139). Это наиболее вероятно при ар-
гонной плавке и наименее вероятно при вакуумной, при
использовании внепечной сварки, осуществленной с оп-
ределенными предосторожностями.
Поскольку в расплав попадает металл, примыкаю-
щий к торцам слитка и отличающийся наибольшей не-
однородностью, то образовавшееся включение будет
обнаружено в полуфабрикатах как дефект типа хими-
ческой (ликвационной) неоднородности. На рис. 140
изображена мароструктура слитка диаметром 750 мм
сплава ОТ4 с упавшей в расплав частью слитка пер-
вого переплава.
На этом можно закончить обзор всех внешних по
отношению к жидкому металлу в лунке (но не по от-
ношению к самому процессу плавки) источников заг-
рязнения расплава и слитка включениями типа хими-
ческой неоднородности.
Оценка реальной опасности воздействия того или
иного из перечисленных выше факторов и степени их
значимости была проведена при исследовании макро-
структуры катаных прутков диаметром 30—45 мм спла-
вов ВТЗ-1 и ВТ9, полученных из 90 слитков диаметром
750 мм, выплавленных по различным вариантам — со
сплавлением и без сплавления зоны приварки переход-
ника к слитку первого переплава, с печной и внепечной
сваркой слитков первого переплава между собой и т. д.
Источниками большинства включений типа химиче-
ской неоднородности явились зона сварки переходника
к слитку первого переплава, сплавляемая в слиток, и
плохо проплавленная, хрупкая, отслаивающаяся и
Рис. 139. Схематическое изображение различных сочетаний формы
торца расходуемого электрода и вариантов сварки слнтков первого
переплава:
а — выпуклая форма торца и сварка в центральной части торцов. При
оплавлении зоны стыка нижний слиток сплавляется полностью; б —
выпускная форма торца и сварка по периферийной кромке торцов;
центрачьная часть (заштрихованная) сечения нижнего елнтка упадет
в расплав после опережающего оплавления места сварки; в — ннжний
елнток сплавился полностью; г — периферийный ободок, прилегающий
к торцу нижнего елнтка (заштрихован) упадет в расплав после оплав-
ления места сварки
Рис. 140. Макроструктура слитка сплава ОТ4 диаметром 750 мм
С упавшей в ванну частью елнтка первого переплава
обогащенная легирующими компонентами корочка на
слитках первого переплава.
Если зона приварки переходника к слитку первого
переплава не сплавляется в слиток и после окончания
выведения усадочной раковины от слитка первого пе-
реплава остается часть высотой 50—100 мм (примыка-
ющая к его литниковому или донному торцу), то про-
цент дефектных (зараженных включениями) слитков
сплава ВТЗ-1 уменьшается примерно вдвое, а объем
непосредственно загрязненного дефектами металла
уменьшается в 2,5—6,5 раза (от 3,1—7,2 до 1,6—•
1,1%).
Удаление хрупкой непроплавленной корочки со слит-
ков первого переплава сплава ВТ9 обточкой или хоро-
ший проплав слитков при полном отсутствии корочки
и, следовательно, исключение возможности падения ее
в расплав привели к уменьшению объема металла, за-
грязненного включениями, в 4 раза (с 6,7 до 1,74%).
Наряду с внешними и случайными источниками хи-
мической неоднородности можно предположить возмож-
ность появления сгустков концентрационной неоднород-
ности в результате закономерных ликвационных процес-
сов при кристаллизации расплава в лунке. Эти явления
подробно описаны в соответствующих разделах. Здесь
можно лишь отметить, что при направленном затверде-
вании расплава, сопровождающемся полным выведением
усадочной раковины, макронеоднородностей по соста-
ву, которые могут быть квалифицированы как включе-
ния типа химической неоднородности, не образуется.
При этом имеются в виду среднелегированные титано-
вые сплавы типа ВТ9 и ВТЗ-1.
Дефекты усадочного происхождения
Осевая усадочная рыхлота характерна для сплавов с
относительно широким интервалом кристаллизации 70—
140° С (например, ВТ15, ВТ22, в отдельных случаях
ВТЗ-1) — при превышении оптимального соотношения
между величиной тока дуги и диаметром слитка или
при резком снижении величины тока в процессе выведе-
ния усадочной раковины. В том и другом случае в осе-
вой части слитка образуются «перехваты» или «мосты»,
затрудняющие подпитку отдельных замкнутых объемов
расплава при их затвердевании.
Полностью не выведенные усадочные раковины и
усадочная рыхлота могут завариваться в процессе пла-
стической деформации при степени деформации 60—
80%. если до этого не была произведена их разгермети-
зация. Однако даже при надежной заварке в случае
средне- и высоколегированных сплавов, особенно содер-
жащих молибден, в зоне заварки рыхлот и раковин
могут наблюдаться мелкие дефекты типа химической
неоднородности.
Внутрикристаллитные трещины обнаруживаются при
ультразвуковом контроле слитков, причем вместо обыч-
ного вязкого излома с пластинчатым строением наблю-
даются резко выделяющиеся блестящие плоскости, по
величине соизмеримые с поперечником зерна и хорошо
заметные при металлографическом контроле травленых
макрошлифов, изготовленных из поперечных темплетов
слитков (рис. 141 и 142). В поперечном сечении слит-
ков внутрикристаллитные трещины располагаются, как
правило, в центральной области, в зоне равноосных
кристаллитов, предпочтительно в донной части. Они ха-
рактерны для однофазных альфа-сплавов, легированных
алюминием в количестве более 2,5% (сплавы Ti—3,5%
Al, ВТ5, ВТ5-1 и др.).
В зависимости от размеров зерна трещины имеют
длину от 3 до 40 мм и при визуальном осмотре кажутся
макротрещинами, но в отличие от горячих и холодных
радиальных и концентрических трещин, наблюдаемых
в слитках цветных и черных металлов, они по существу
своему — микротрещины, так как располагаются в пре-
делах зерна. В зависимости от состава и диаметра слит-
ков структурными дефектами бывает поражено до 50%
слитков указанных сплавов.
Как правило, трещины ограничены размерами одной
пачки параллельных пластин альфа-фазы и в пределах
этой пачки они параллельны. Рентгенографическое оп-
ределение индексов плоскостей, по которым происходит
образование трещин в слитках сплавов Ti—3% Al и
ВТ5, подтвердило, что во всех случаях это были пло-
скости базиса (0001), которые для кристаллического
блока с г. п. у. решеткой являются основными плоскостя-
ми сдвига и спайности [11-13].
Трещины возникают при охлаждении слитка в тем-
пературном интервале ниже температуры полиморфно-
го превращения (р~>а), что подтверждается исключи-
Рис. 141. Макроизлом слитка диаметром 350 мм сплава Ti—ЗА!
Рис. 142. Макроструктура поперечного сечения слитка диамет-
ром 350 мм сплава ВТ5 в зоне внутрикристаллитных трещин
Рис. 143. Структура плоскостей отрыва в слитке диаметром
350 мм сплава Ti—ЗА1. Х7000
тельно точным совпадением продольных границ альфа-
пластин до и после трещины.
Статистическая обработка результатов серийного
контроля состава слитков и исследование объемов, по-
раженных структурными дефектами, позволяют сделать
вывод, что возникновение, трещин не связано с зональ-
ной ликвацией легирующих элементов и примесей и
общим обогащением слитков примесями железа, крем-
ния, углерода, азота и кислорода. Вместе с тем специ-
альный анализ плоскостей отрыва (плоскостей, выход
которых на плоскость шлифа выявляется в виде трещи-
ны) в слитке диаметром 850 мм сплава Ti-—2,5% Al по-
казал содержание водорода больше (в 2—2,5 раза),
чем в любом другом месте по сечению слитка.
Электронномикроскопическое исследование плоско-
стей отрыва в слитках сплава Ti—3,5% Al при увели-
чении в 17000 раз позволило выявить на них октаэдры
довольно правильной формы с величиной диагонали
порядка 1 мкм (рис. 143), которые могут быть или вы-
делениями частиц какой-то фазы или результатом кон-
денсации вакансий, когда грани октаэдров образованы
дефектами упаковки. Подобный случай, связанный с об-
разованием тетраэдров на плоскостях скольжения в зо-
лоте, рассмотрен В. А. Павловым [14].
В плоскостях отрыва наблюдается и повышенная
(например, для сплава Ti—3,5% Al на 60 кгс/мм2) по
сравнению с фоном микротвердость. Выявляется до-
вольно четкая корреляция между параметрами, опреде-
ляющими вероятность появления структурных дефек-
тов, и величиной растягивающих напряжений 1-го рода
в центральных зонах поперечного сечения слитков [1].
Например, с увеличением содержания алюминия в спла-
ве с 2,5 до 6% величина остаточных напряжений в
плоскости поперечного сечения донной части слитков
диаметром 350 мм растет в 2,5—3,0 раза, а доля дефект-
ных слитков в 2—2,5 раза; с увеличением диаметра
слитка сплава Ti—3,5% Al от 350 до 850 мм величина
остаточных напряжений в той же плоскости растет в
1,5 раза, а доля дефектных слитков — в 2,2 раза; в
направлении от литника к донной части в поперечном
сечении слитков диаметром 450—850 мм увеличиваются
как значения напряжений первого рода, так и вероят-
ность обнаружения трещин.
Все представленные выше результаты исследований
позволили сделать вывод, что внутрикристаллитные
трещины представляют собой микротрещины в цент-
ральных участках сечений слитков альфа-сплавов, об-
разующиеся в результате хрупкого отрыва (скола) по
плоскостям базиса г. п.у. под действием растягивающих
усадочных напряжений. Отрыв облегчается сегрегаци-
ей примесей (в частности, водорода) на этих плоско-
стях.
Поскольку срединные объемы слитка со структур-
ными дефектами заключены в монолитную оболочку пе-
риферийных слоев, лишенных металлургических пороков
и находящихся в состоянии сжатия, то в процессе горя-
чей обработки давлением (как показали специальные
эксперименты1 и длительная практика) трещины зава-
риваются (схватываются), и механические свойства
металла в зоне трещин после их заварки идентичны
свойствам «здорового» металла. С достаточной для
практики точностью величину критической степени де-
формации, при которой гарантируется схватывание,
можно принять равной 50—60%.
1 Тетюхин В. В. Усадочные явления в считках титана и его спла-
вов. Автореф. канд. дне. М. 1965.
Глава 7
ПОЛУЧЕНИЕ
ДЕТАЛЕЙ
ИЗ ГРАНУЛ1
За последние годы наблюдается быстрое развитие новой
технологии получения наиболее ответственных деталей
(дисков газовых ti рбин) из жаропрочных никелевых
сплавов с использованием в качестве исходного матери-
ала гранул — сферических порошков диаметром от 50
до 500 мкм. Эта новая технология порошковой метал-
лургии почти не имеет ничего общего со старой, где
деталь прессуется вхолодную, а затем подвергается спе-
канию в вакууме при высокой температуре. Поскольку
в этой схеме горячая пластическая деформация не пре-
дусмотрена, 100%-ная плотность при этом, как правило,
не достигается, а механические свойства (особенно
пластичность и ударная вязкость) существенно ниже,
чем у монолитного металла, что ограничивает область
применения старой порошковой металлургии небольши-
ми, мало нагруженными деталями. Общеизвестными
достоинствами порошковой металлургии является очень
высокий коэффициент использования металла и отсут-
ствие необходимости механической обработки получа-
емых деталей (если не считать зачистку заусенцев
и т. п.). Именно простота оборудования и малая себе-
стоимость изделий обусловливают применение старой
«классической» порошковой металлургии.
Основная цель новой порошковой металлургии —
получение изделий с высокими механическими свойства-
ми при минимальной дисперсии последних. Она харак-
теризуется следующими особенностями: частицы порош-
ка (гранулы) имеют правильную сферическую форму,
получаются они путем распыления жидкого металла, ле-
гированы, т. е. уже имеют заданный химический состав
в каждой частице. При старом методе для получения
сплава применяется смесь порошков чистых металлов,
что затрудняет достижение гомогенности состава.
« Авторы. С Г. Глазунов, Г. А. Бочвар, К. М Борзецовская.
Высокие и однородные механические свойства изде-
лий, получаемых по новой технологии, объясняются ма-
лыми размерами гранул и очень тонкой их структурой
вследствие высокой скорости кристаллизации. Каждую
гранулу можно рассматривать как отдельный микросли-
ток, закаленный прямо из жидкого состояния с очень
высокой скоростью [1].
Как известно, одной из проблем получения однород-
ной структуры с высокими свойствами является пре-
одоление «плохой наследственности» литой структуры.
Цля повышения производительности и снижения себе-
стоимости продукции требуется увеличивать размеры
слитка. Однако чем больше диаметр слитка, тем больше
и неоднородность его химического состава, вызываемая
процессами ликвации и сегрегации, тем крупнее зерно
и грубее выделения вторых фаз. Несмотря на то что при
увеличении размеров слитка растет и суммарное обжа-
тие при получении данного вида полуфабриката, дефек-
ты литой структуры крупного слитка, как правило, мо-
гут отражаться на качестве изделий. Именно это об-
стоятельство побудило, например, отказаться от очень
больших слитков в металлургии жаропрочных сплавов.
Применение гранулирования в данном случае пол-
ностью снимает проблему «плохой наследственности»,
так как исходную литую структуру можно считать иде-
альной. Применение гранул в качестве исходного мате-
риала особенно перспективно для получения крупных
заготовок, так как в этом случае полностью устраняется
влияние грубокристаллической структуры, свойственной
слиткам большого диаметра. Кроме того, существенно
уменьшается дисперсия механических свойств.
1. ПРОИЗВОДСТВО ГРАНУЛ
Легированные гранулы можно получать двумя метода-
ми: распылением струи жидкого’ металла нейтральным
газом («атомайзинг процесс») и разбрызгиванием под
действием центробежной силы (метод вращающегося
электрода или тигля).
«Атомайзинг процесс» для никелевых сплавов
осуществлен английской фирмой «Генри Уиггин». Об-
щая схема процесса приведена на рис. 144. В верхнем
этаже специальной башни расположена вакуумная ин-
дукционная печь емкостью 500 кг расплава. Жидкий
сплав переливается из тигля в специальный поддон со
шлаком (для улавливания окислов) и через небольшое
отверстие в поддоне выливается вниз, попадая в зону
действия аргонных струй высокого давления, которые
разбрызгивают его в мелкие капли. Эти капли кристал-
лизуются на лету и падают в водоохлаждаемый бункер
в нижней части башни. Из бункера гранулы попадают
в систему сит, на которых отделяются чрезмерно круп-
ные гранулы, а также пылевидная фракция. Затем гра-
нулы подаются в смеситель-накопитель емкостью 2 т,
где образуются единые усредненные партии из четырех
плавок каждая. Эти партии подвергаются вакуумной
обработке для удаления захваченного аргона и затем
распределяются по железным капсулам заданного раз-
мера, после чего капсулы заваривают и помещают в
печь предварительного нагрева. Компактирование про-
изводится в газостате при заданной температуре и
давлении порядка 1000 ат или выше, причем объем
Рис. 144. Общая схема процесса получения легированных гранул по методу
«Атомайзинг», применяемому английской фирмой «Генри Уиггин»;
1 — исходное сырье; 2—аргон; 3—вакуумная плавка и газовое распыление;
4—сито; 5— грубая фракция; 6 — пылевидная фракция; 7 — смеситель; 8—
дегазация; 9— аргон; 10—складирование порошка; 11— заварка в капсулы;
12 — предварительный нагрев; 13—газостат; 14— склад заготовок; 15 — горя-
чая обработка; 16 — склад готовых полуфабрикатов
заготовок уменьшается на 30% и достигается полная
монолитность материала.
Дальнейшая обработка заготовки может произво-
диться обычными методами до получения готового из-
делия, причем железная капсула удаляется путем ме-
ханической или химической обработки. Весь цикл про-
изводства осуществляется без доступа воздуха, что в
принципе делает «Атомайзинг процесс» пригодным и
для титановых сплавов.
В проспекте фирмы «Генри Уиггин» [2], откуда взята
схема «Атомайзинг процесса», указывается также, что
гомогенность материала, получаемого из гранул, приво-
дит к существенному повышению технологической плас-
тичности и позволяет осуществлять деформирование да-
же таких высоколегированных сплавов, которые ранее
применялись только в виде фасонного литья. Более того,
в ряде работ [3] указывается, что применение схемы
гранулирования позволит создать совершенно новые ти-
пы сплавов, которые нельзя было получить из-за хруп-
кости.
К недостаткам процесса следует отнести большой
расход нейтрального газа и его механический захват
жидким сплавом в процессе распыления. Большое коли-
чество находящегося в обороте газа требует особо тща-
тельной его очистки от примесей, в первую очередь от
влаги и атмосферных газов, поскольку в случае титана
все эти примеси будут поглощены металлом в процессе
гранулирования, что приведет к ухудшению механичес-
ких свойств.
Что же касается механически захваченного нейтраль-
ного газа, то он возвращается в процесс после вакуум-
ной обработки гранул перед заваркой капсул.
Второй метод получения легированных сферических
порошков — метод вращающегося электрода под назва-
нием РЭМ («Rotating Electrode Method»). Он заключает-
ся в расплавлении быстро вращающегося расходуемого
электрода, от которого под действием центробежной си-
лы отрываются капли жидкого сплава, кристаллизую-
щиеся на лету в гранулы. Впервые такой метод получе-
ния легированных гранул был описан в работе [4]. По
конструктивному оформлению применявшаяся в этой
работе установка была довольно примитивной, как видно
из рис. 145, и в основу ее был положен принцип токар-
ного станка.
Сравнительно короткий электрод, зажатый в патрон,
подвергался расплавлению с торца нерасходуемым воль-
фрамовым электродом. Ввиду большой скорости враще-
ния расходуемого электрода (до 20 тыс. об/мин) он дол-
жен быть изготовлен и центрирован очень точно. По той
же причине его длина должна быть не очень большой и
величина остатка электрода («огарка») составлять 30—
50%. При смене электрода требовалось разгерметизиро-
вать установку, что занимало довольно много времени.
Все это, вместе взятое, делало такой процесс дорогим и
малопроизводительным, а это
препятствовало его про-
мышленному применению.
Однако метод РЭМ имел ряд достоинств. Плавка
велась в застойной атмосфере нейтрального газа в срав-
нительно небольшом объеме, благодаря чему получаемые
гранулы отличались очень высокой чистотой по содержа-
нию примесей атмосферных газов в сравнении с грану-
лами, полученными по методу
«Атомайзинг». Метод РЭМ да-
ет и более высокий выход за-
данной фракции гранул без
образования пылевидной
фракции благодаря тому, что
он в известных пределах явля-
ется саморегулирующимся.
Действительно, срыв жидкой
капли с торца вращающегося
электрода происходит в мо-
мент, когда сила поверхност-
ного натяжения, удерживаю-
щая каплю, будет превзойдена
центробежной силой, стремя-
щейся оторвать каплю. По-
скольку физические констан-
ты жидкого металла, от кото-
рых зависит величина этих сил
(вязкость, плотность), являют-
ся для данного химического со-
става неизменными, задача
обеспечения максимального
выхода заданной грануломет-
рической фракции порошка
сводится к возможно более
точному поддержанию посто-
Рис. 145. Схема установки, при-
менявшейся в работе [4] для
получения сферических граиул
по методу РЭМ (вращающегося
электрода):
/ — нейтральный газ; 2 — ва-
куум; 3 — вращающийся рас-
ходуемый электрод; 4 — шпин-
дель; 5 — неподвижный воль-
фрамовый электрод; 6 — прием-
ный бункер
Янных условий плавки (состава газовой смеси, напряже-
ния и силы тока, окружной скорости электрода).
Малое загрязнение гранул газовыми примесями де-
лает метод РЭМ особенно перспективным для таких вы-
соко реактивных металлов, как титан и цирконий.
Одним из авторов была предложена принципиально
иная кинематическая схема осуществления процесса
РЭМ, предусматривавшая отказ от жесткого закрепле-
ния расходуемого электрода и переход на бесцентровую
схему вращения. На основе этой схемы автором с сот-
рудниками была разработана конструкция полупромыш-
ленной установки ВГУ-2, оригинальность которой была
подтверждена авторскими свидетельствами и патентами
в нашей стране и за рубежом1. Принцип действия уста-
новки ВГУ-2 ясен из схем, приведенных на рис. 146.
1 Пат. (США), № 3752610, 1972; пат. (Италия), № 952130, 1972;
пат. (Швеция), Хе 353851, 1972; пат. (Великобритания), Хе 1336280,
1972.
Рис. 146. Схема установки ВГУ-2 со стороны камеры крнсталлнзацин;
1 — расходуемый электрод; 2 — камера крнсталлизацнн; 3 — магазин на 10
электродов; 4 — опорные валки; 5 — механизм подачн; 6 — источник нагрева
Применение бесцентровой схемы вращения электро-
да позволило резко повысить производительность и уде-
шевить процесс РЭМ и тем самым открыло возможность
его промышленного применения.
При бесцентровой схеме вращения снижаются огра-
ничения по длине расходуемого электрода. В установке
ВГУ-2 длина электрода составляет 500 мм, а на макет-
ной установке были успешно испытаны электроды дли-
ной до 1 м. Значительно снижаются требования к точно-
сти размеров и качеству поверхности электродов, что
существенно снижает их стоимость, позволяя применять
литые электроды почти без механической обработки.
Благодаря относительно большой длине электрода ве-
личина огарка снижена до 10—20%, а при использова-
нии литых электродов с фигурными торцами, как по-
казано на рис. 147, огарок вообще исключается, т. ,е.
коэффициент использования материала электрода соста-
вляет 100%.
Современная общая технологическая схема для
производства гранулированных порошков из
титановых сплавов изображена на рис. 148. На гар-
ниссажной печи типа ВДЛ-4 производится отливка 20
электродов по схеме «солнце», что достаточно для двух
циклов на установке ВГУ-2, имеющей магазин на 10
электродов. После обрезки и заторцовки литые электро-
ды поступают на установку ВГУ-2, производительность
которой составляет 10 электродов на одну плавку. Дру-
гими словами, одна плавка на печи ВДЛ-4 может обес-
печить две плавки на установке ВГУ-2. В приемном бун-
кере установки ВГУ-2 скапливаются гранулы из 10 элек-
тродов. После этого установку открывают, гранулы вы-
гружают из бункера и направляют на автоматическое
сито для рассева по фракциям, а в магазин загружают
новую партию из 10 электродов.
Как показали исследования, оптимальной для грану-
лирования с вольфрамовым электродом является газо-
вая смесь из 80% гелия и 20% аргона, которая обеспечи-
вает высокую теплопроводность, необходимую для про-
хождения быстрой кристаллизации гранул, и хорошую
стабильность горения дуги.
Применение в процессе РЭМ в качестве источника на-
грева дуги постоянного тока и нерасходуемого вольф-
рамового электрода, удобное во многих отношениях, име-
ет тот недостаток, что требуется токоподвод к быстро
вращающемуся расходуемому электроду, что связано
с техническими затруднениями, особенно при бесцент-
ровом вращении. Эти трудности отпадают при переходе
на плазменный метод нагрева с независимой дугой, по-
скольку в этом случае подводить ток к расходуемому
электроду не требуется. Правда, при этом снижается
электрический к. п. д. установки и повышается расход
нейтрального газа.
По бесцентровой схеме можно изготовлять и более
крупные установки, как показали проведенные одним из
авторов опыты, которыми была доказана возможность
гранулирования электродов диаметром до 200 мм. Опы-
ты проводили на установке ВГУ-2 с применением состав-
ного электрода, показанного на рис. 149. По приблизи-
тельным подсчетам, грануляционная установка с диа-
метром электрода 200 мм и массой 100 кг может дать
800—1000 т гранул в год (в расчете на титановый сплав),
Рис. 147. Литой электрод с
фигурными торцами для
стыковки
Рис. 149. Составной электрод,
применявшийся для изучения
зависимости параметров грану-
лирования от диаметра элект-
рода
Рис. 148. Общая схема процесса получе-
ния легированных гранул по методу РЭМ
на установке ВГУ-2:
/ — отливка электродов на гарниссажной
печи ВДЛ-4; 2— обрезка и торцовка; 3 —
гранулирование иа установке ВГУ-2
(дальнейшие операции по схеме рис. 141)
что уже позволяет считать ее промышленным агре-
гатом.
Сравнительная оценка стоимости производства де-
талей типа турбинных дисков из жаропрочных никелевых
сплавов по обычной схеме из слитка и по схеме грану-
лирование — компактирование показала, что последняя
позволила удешевить изделия [5]. Это объясняется вы-
сокой стоимостью оборудования и его эксплуатации,
а также сравнительно низким коэффициентом ис-
пользования металла в обычной схеме производст-
ва. По-видимому, это будет наблюдаться и при
производстве титановых дисков, поскольку их тех-
нологии сходны.
Можно ожидать, что если удастся получать готовые
детали прямо из газостата, минуя дополнительную об-
работку на молотах или прессах, то экономический эф-
фект при переходе на гранулы будет значительно больше.
Это подтверждается данными, приведенными в работе
[6], хотя в отдельных случаях есть и противоположные
утверждения. Указывается, например, что гидропрессо-
вание, спекание и штамповка деталей из предваритель-
но легированных порошков на 25—50% дороже обыч-
ных методов штамповки. Но в отдельных случаях можно
получить экономию до 50%. Для штамповок, требую-
щих значительной механической обработки, стоимость
производства их методом горячего изостатического прес-
сования будет составлять лишь 65% стоимости обычной
штамповки. В той же работе указывается, что в этих
подсчетах значительную роль играет стоимость исход-
ного порошка.
В США легированный титановый порошок стоит от
4 до 8 долларов за фунт, а нелегированный — 3 доллара
(для легированных порошков даны расчетные цены,
а фактические еще выше — от 10 до 25 долларов за
фунт). Обычные катаные пругки стоят 4—6 долларов за
фунт. Существенное снижение цен на легированные ти-
тановые порошки возможно лишь после создания высо-
копроизводительного оборудования и увеличения масш-
табов производства. Следует отметить, что авторы ци-
тируемой выше работы еще не были знакомы с промыш-
ленными установками типа ВГУ-2.
Весьма интересен с точки зрения снижения стоимо-
сти метод производства легированных титановых порош-
ков разбрызгиванием жидкого металла из вращающего-
ся тигля, поскольку он позволяет отказаться от
изготовления расходуемых электродов.
Впервые печь с вращающимся тиглем была разрабо-
тана и опробована одним из авторов [7] для центробеж-
ной отливки кольцевых деталей. Опыты гранулирования,
проведенные на этой печи, были признаны неудачными
ввиду малого процента сферических гранул. Главной
причиной этого была признана недостаточность размеров
камеры для кристаллизации (0,8X0,8 м), и вылетающие
из тигля капли жидкого металла не успевали затверде-
вать на лету и расплющивались о стенки камеры, обра-
зуя хлопья неправильной формы, а при увеличении мощ-
ности — сплошную корку.
Однако низкий выход гранул правильной сферичес-
кой формы и образование хлопьев и «бахромы» вокруг
тигля были отмечены и в более поздней работе [8], в ко-
торой была применена камера кристаллизации достаточ-
но больших размеров. Гранулирование титановых спла-
вов производилось с помощью медного водоохлаждае-
мого тигля с внутренним диаметром 60 мм, делавшего
3550 об/мин в атмосфере аргон — гелий. Было получено
33% сферических гранул, 35% хлопьев и 32% сплесов
в виде бахромы. Для сравнения укажем, что по методу
РЭМ выход сферических гранул составляет 80—90%,
а 10—20% приходится на «огарок» и гранулы неправиль-
ной формы.
Столь низкий выход сферических гранул при исполь-
зовании метода вращающегося тигля объясняется тем,
что в данном случае отсутствует описанный выше меха-
низм саморегулирования при образовании капель и соз-
дается возможность одновременного срыва значительных
масс жидкого металла.
Сами авторы цитируемой работы в качестве недостат-
ков метода вращающегося тигля указывают, во-первых,
на необходимость перегрева сплава для сохранения
капель в жидком состоянии на протяжении их пути через
тигель и сфероидизации на кромке тигля, что вызывает
потери на испарение и образование взрывчатой пыли. Во-
вторых, отсутствует возможность независимого регули-
рования скорости плавки и степени перегрева жидкого
металла.
Несмотря на отмеченные недостатки, метод вращаю-
щегося тигля заслуживает дальнейшей разработки
и позволяет достичь высокой производительности.
ТАБЛИЦА 46
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ ГРАНУЛ СПЛАВА BT9 различной величины
Размер гранул, мкм Содержание легирующих, %
А1 Мо Zr Si
70 6,2 3,2 1,5 0,21
70—150 6,2 3,2 1,5 0,21
150—450 6,2 3,1 1,5 0,22
450—630 6,2 3,1 1,6 0,23
630—900 6,2 3,2 1,6 0,22
Резюмируя все вышеизложенное, следует сделать вы-
вод, что в настоящее время для титановых сплавов наи-
более пригодным является гранулирование по методу
РЭМ, т. е. по методу плавления вращающегося элект-
рода.
Количество газовых примесей в гранулированных ти-
тановых сплавах, как правило, не превышает их коли-
чество в исходных электродах:
Электроды . .
Гранулы
о, Н, N,
0,10—0,11 0,01 0,02—0,03
0,09—0,14 0,009—0,01 0,02—0,03
В табл. 46 приведены результаты химического анали-
за гранул сплава ВТ9 различного фракционного состава.
Содержание легирующих элементов во всех случаях
практически одинаково.
Таким образом, метод плавления вращающегося элек-
рода позволяет получать высококачественные легиро-
ванные титановые порошки, отличающиеся однородным
химическим составом.
2. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ГРАНУЛ
Структура гранул в исходном состоянии
Характерной особенностью метода плавления вращаю-
щегося электрода является высокая скорость кристалли-
зации образующихся частиц (20 000° С/с). Это обстоя-
тельство в значительной мере определяет особенности
структуры гранулированных сплавов. Исследование
структуры гранул титановых сплавов различного хими-
ческого состава (легированных а-стабилизаторами, 0-
стабилизаторами и эвтектоидообразующими элемента-
ми) показало, что большинству из них присуще дендрит-
ное строение. Исключение составляют технический
титан и сплавы с алюминием и оловом [9].
Закалка из жидкого состояния, происходящая при
гранулировании, фиксирует неоднородность твердого
раствора при температурах кристаллизации. В сплавах
с алюминием и оловом образование дендритов не проис-
ходит. Это, по-видимому, связано с незначительной раз-
ницей концентраций легирующих элементов в жидком
и твердом растворах этих сплавов.
Таким образом, характер структуры гранулирован-
ных титановых сплавов в первую очередь определяется
их химическим составом.
В формировании структуры большую роль играют те
отклонения от номинальной скорости кристаллизации,
которые имеются в реальном процессе гранулирования.
Это можно показать на примере гранул высоколегиро-
ванного жаропрочного титанового сплава ВТ9.
Ярко выраженная дендритная структура наблюдается
в гранулах средней величины (250—630 мкм). Гранулы
малых размеров (<250 мкм) наряду с дендритной струк-
турой имеют структуру мартенситного типа. Это хорошо
видно из рис. 150, где представлена микроструктура
гранул жаропрочного титанового сплава ВТ9 разной ве-
личины.
На основании микроструктурного анализа можно пред-
положить, что при гранулировании по заданному режи-
му реализуется целый набор скоростей кристаллизации.
Это может быть связано не только с разницей размеров
капель — гранул, но также с различием в локальных тем-
пературах теплоносителя и с некоторой неоднородно-
стью химического состава электрода. По-видимому, при
скорости охлаждения выше некоторой критической
создается значительное переохлаждение, обусловливаю-
щее одновременную кристаллизацию во всем объеме
микрослитка. Тогда в объеме всей гранулы образуется
мартенситная структура. При кристаллизации с докри-
тической скоростью успевает пройти разделительная
диффузия, и первые затвердевшие порции, обогащенные
тугоплавкими легирующими (в сплавеВТ9 — молибден),
формируют стенки дендритных ячеек. В последнюю оче-
редь затвердевают междендритные пространства, обед-
ненные тугоплавкими компонентами относительно сред-
него состава.
Рис 150 Микроструктур3 'ранул разной величины титанового сплава ВТ9:
а-более 630 мкм; 6-250-630 мкм; в- 150-250 мкм; г-<150 мкм
Рис. 151. Микрост-
руктура гранулиро-
ванного сплава ВТ9.
Х6000
Прямо показать различие в химическом составе сте-
нок дендритов и междендритных пространств не удается
из-за малых размеров дендритных ячеек (4—7 мкм).
Косвенным подтверждением обогащения молибденом
стенок дендритных ячеек могут служить результаты
электронномикроскопического и рентгеновского ана-
лизов.
На рис. 151 видно, что в структуре гранул сплава ВТ9
наряду с характерными иглами мартенсита присутству-
ют выделения второй фазы, располагающиеся по грани-
цам дендритных ячеек. Можно предположить, что гете-
рогенизация твердого раствора в результате резкой за-
калки из жидкого состояния приводит к образованию
зон, достаточно обогащенных бета-стабилизаторами для
фиксирования при закалке бета-фазы. Количество этой
фазы невелико, и рентгеновский анализ не обнаруживает
ее присутствия в исходном состоянии. Однако здесь на-
ряду с а'- обнаружена а"-фаза. Это обстоятельство свя-
зано с микронеоднородностью гранул. Вероятно, в осях
дендритов, обогащенных бета-стабилизаторами, образу-
ется а"-фаза, а в обедненных этими элементами межденд-
ритных прослойках — мартенсит а'. Причем в крупных
гранулах (>630 мкм), в структуре которых дендритных
ячеек не наблюдается, а"-фаза не обнаруживается (см.
рис. 150, а).
Таким образом, структура гранул в исходном состоя-
нии зависит от природы сплава и скорости кристаллиза-
ции, определяемой в первую очередь размером микро-
слитков. Для основной фракции (200—400 мкм) сплава
ВТ9 характерны два типа структуры: дендритная и од-
нородная мартенситная.
Влияние отжига на структуру и свойства гранул
Компактирование сферических порошков-гранул произ-
водится, как правило, при высоких температурах. В связи
с этим характер структуры компактной заготовки в зна-
чительной мере определяется процессами, происходящи-
ми в гранулах при нагреве. На рис. 152 представлена
структура гранул сплава ВТ9 после отжига в течение
1 ч. Термообработка при температуре 400° С не устра-
няет дендритного характера структуры. Отжиг при тем-
пературе 500° С и выше приводит к распаду образовав-
шегося при закалке неравновесного твердого раствора.
Дендритная структура заменяемся мелкодисперсной
смесью фаз, которые при помощи рентгеноструктурного
анализа были идентифицированы как а- и 0-фазы. При
этом повышение температуры отжига сопровождается
коагуляцией образовавшихся фаз. Наблюдаемые изме-
нения структуры находятся в хорошем соответствии с
результатами оценки микротвердости. Максимум на
кривой зависимости Нц от температуры отжига соответ-
ствует температуре 550° С, где наблюдается интенсивный
распад. Микротвердость «литого» материала практичес-
ки не зависит от температуры отжига (рис. 153).
Прирост твердости при старении гранулированного
титанового сплава ВТ9 составляет 200 кгс/мм2. В то же
время сплав ВТ9 вакуумной дуговой плавки изменяет
свою твердость после закалки и старения всего на 50—
60 кгс/мм2. Это, вероятно, является следствием образо-
вания в гранулах большего количества метастабильной
Рис. 152. Микроструктура гра-
нул сплава BT9 после отжига в
течение 1 ч при температуре °C:
а — 400° С; б — 500° С; в — 600° С
фазы, чем в материале вакуумной дуговой плавки, из-за
высокой гетерогенизации структуры.
Увеличение времени выдержки гранул сплава ВТ9
с 1 до 25 ч при температуре 600° С приводит к снижению
микротвердости до 300 кгс/мм2. Это значит, что распад
образовавшейся в процессе гранулирования структуры
Рис. 153. Влияние температуры
отжига и а микротвердость
сплава ВТ9 (без термообработ-
ки):
а — гранулы; б — пруток из
слитка; 1 — 100 мкм; 2 —
200 мкм; 3 — 300 мкм
происходит достаточно быстро.
Следует, однако, отметить, что
даже сточасовые выдержки
при 600° С не приводят к пол-
ному уничтожению наблюдае-
мой в исходном состоянии мик-
ронеоднородности. На рис. 154
хорошо видно, что выделения
второй фазы распределяются
весьма неравномерно и повто-
ряют рисунок дендритных
ячеек.
Другими словами, дендрит-
ная неоднородность наследст-
венно влияет на процесс рас-
пада при последующей терми-
ческой обработке. Однако это
влияние сохраняется при тем-
пературах, не превышающих
700° С. После отжига при этой
и более высоких температурах
структура становится доволь-
но однородной во всем объеме
гранулы.
Рис. 154. Микроструктура граиул
отжига при температуре 600° С
сплава ВТ9 после сточасового
В микроструктуре отожженных гранул можно отме-
тить одну особенность. Исходная разноструктурность
гранул не устраняется даже после длительных (до 20 ч)
выдержек при температурах 900—950° С, а приводит к
формированию структур двух типов. Дисперсная смесь
а- и p-фаз образуется в гранулах с исходной ден-
дритной структурой. Пластинчатая структура фор-
мируется в гранулах с однородной мартенситной
структурой.
Рентгенограммы гранул всех исследованных сплавов
в исходном состоянии характеризуются весьма широки-
ми линиями, что может быть связано как с большими
микроискажениями, так и с химической микронеодно-
родностью. При этом микроискажения так велики, что
при отжиге в гранулах развивается рекристаллизация
без предварительной деформации. Отжиг, даже высоко-
температурный, не устраняет полностью размытости ли-
ний. Вероятно, некоторая микронеоднородность сохра-
няется и в отожженных гранулах.
Таким образом, наблюдаемая в гранулах дендритная
неоднородность, безусловно, влияет на процесс распада
твердого раствора при последующей термической обра-
ботке. Следствием микронеоднородности является су-
щественный эффект упрочнения при температурах
500—600° С. Это обстоятельство не только увеличивает
эффект упрочняющей термической обработки для двух-
фазных титановых сплавов, но и вызывает этот эффект
в некоторых сплавах на основе альфа-структуры. Напри-
мер, в работе [4] отмечен эффект существенного упроч-
нения гранулированного сплава Ti—5AI—2,5Sn после
старения. В связи с этим представляет большой интерес
исследование возможности прессования гранул титано-
вых сплавов при пониженных температурах с тем, чтобы
получать полуфабрикаты сразу в термоупрочненном со-
стоянии, без дополнительной термической обработки.
Другими словами, упрочняющее старение должно проис-
ходить во время процесса прессования гранул.
3. ПОЛУЧЕНИЕ ПОРИСТЫХ ИЗДЕЛИЙ МЕТОДОМ
ДИФФУЗИОННОГО СРАЩИВАНИЯ
Геометрически правильную форму сферических гранул,
получаемых по методу РЭМ, можно использовать для
получения пористых изделий типа фильтров.
Фильтры из титана благодаря высокой коррозионной
стойкости применяют в ряде отраслей промышленности
для фильтрации агрессивных реагентов и морской воды.
Материалом для изготовления титановых фильтров слу-
жит в основном электролитический титан, имеющий
дендритную структуру, что затрудняет получение фильт-
ров заданного проходного сечения. Поры в таких фильт-
рах могут быть замкнутыми, тупиковыми и сквозными,
причем соотношение между ними может меняться в до-
вольно широких пределах. Извилистая форма пор вызы-
вает их быструю закупорку продуктами фильтрации и
затрудняет регенерацию (промывку). Кроме того, таким
путем нельзя изготовлять фильтры из сплавов,, что в ря-
де случаев может потребоваться.
Фильтры из сферических гранул будут иметь важные
преимущества перед фильтрами из порошков неправиль-
ной формы, а именно: постоянное проходное сечение, бо-
лее высокую производите чьность, поскольку в таких
фильтрах нет замкнутых или тупиковых пор, кроме того
они легко поддаются регенерации по методу противото-
ка. Диаметр гранул выбирается в зависимости от вели-
чины частиц, которые нужно отфильтровать на основе
следующей приближенной зависимости:
d>0,15Z),
где d — диаметр частицы;
D — диаметр гранулы, образующей фильтр.
Был разработан метод изготовления фильтров из сво-
бодно насыпанных гранул путем диффузионного сращи-
Рис. 155. Фильтры из титана:
а — дисковый; б — цилиндрический
вания. Такой способ соединения основан на свойстве
окисной пленки титана разлагаться при нагреве в ва-
кууме, что приводит к образованию чистой, активной
поверхности, дающей прочную контактную сварку даже
без приложения давления. Сварка свободно насыпанных
гранул получается достаточно прочной, что позволяет
изготовлять фильтры практически любой конфигурации
с помощью простейшей оснастки. Одновременно можно
произвести и приварку фланца к фильтру, для чего нуж-
но лишь заложить в форму с гранулами соответствую-
щую деталь из монолитного металла. На рис. 155 пока-
заны образцы армированных фильтров, изготовленных
из гранул методом диффузионного сращивания.
4. КОМПАКТИРОВАНИЕ ГРАНУЛ
Выбор способа компактирования определяется двумя
обстоятельствами: во-первых, свойствами исходных по-
рошков и, во-вторых, требованиями, предъявляемыми к
готовым изделиям.
Холодному компактированию поддаются порошки ос-
колочной и дендритной форм. Сферические порошки-гра-
нулы можно уплотнять только при высоких темпера-
турах.
Основными способами горячего компактирования яв-
ляются: горячее прессование порошков в прессформах,
газостатическое прессование, уплотнение на гидравли-
ческих прессах в глухом контейнере и при помощи экст-
рузии. Схемы всех этих процессов приведены на
рис. 156.
При горячем компактировании совмещаются процес-
сы формования и спекания изделий. При компактиро-
вании в области температур, составляющих 0,5—0,8 от
температуры плавления металлов, при сравнительно не-
больших давлениях удается получать изделия с плотно-
стью, недостижимой при холодном формировании и по-
следующем спекании.
Основными параметрами всех перечисленных выше
способов горячего компактирования являются давление
и температура, а также продолжительность их воздейст-
вия на порошок.
Для осуществления способа горячего прессования
требуются специальные вакуумные установки. В настоя-
щее время в СССР такая установка разработана для
горячего контактирования порошков тугоплавких метал-
лов с усилием прессования 1000 тс и температурой до
2500°С [10].
Из гранул титанового сплава ВТ9 уплотнением по-
рошка в прессформах были получены заготовки диамет-
ром 60 мм с плотностью, близкой к теоретической (9=
=99%), и свойствами, аналогичными свойствам этого
сплава при вакуумной дуговой плавке. Температура
компактирования составляла 1100—1200° С, удельное
давление 5 кгс/мм2, время выдержки под давлением не
превышало 20 мин.
Компактирование при более низких температурах не
обеспечивает столь высокой плотности, что отрицательно
Рис. 156. Схемы компактирования гранул:
а—горячее прессование в прессформе; б — газостатическое уплотнение; в —
уплотнение в контейнере с глухой матрицей; г — то же, в промежуточной
среде; О —экструзия; / — рабочая камера; 2—прессштемпель; 3 — нагрева-
тель; 4—матрица; 5 — компактируемые гранулы; 6 — контейнер; 7 — глухая
матрица; S — промежуточная среда; 9— пруток
, ^500
•д *
ЧОО
•||ж
по
940 900 1020 1000 1100
Температура °C
Рнс. 157. Зависимость величины
зерна компактированной заготовки
из сплава ВТ9 от температуры на-
грева
сказывается на механических свойствах получаемых из-
делий. Возможно, что повышение удельного давления
позволило бы получать компактные заготовки с высокой
плотностью и при более низких температурах. Однако
возможное максимальное давление определяется проч-
ностью графитовой прессформы.
Метод уплотнения в прессформах можно использо-
вать для изготовления промежуточных заготовок и по-
лучения готовых изделий, для которых требуется незна-
чительная механическая обработка. Основным недостат-
ком метода является низкая стойкость графитовых пресс-
форм.
Процесс высокотемпературного газостатического
прессования состоит в консолидации порошка, помещен-
ного в металлические оболочки, при помощи газовой
среды. Газостатическое уплотнение отличается от горяче-
го компактирования порошка в прессформе большей рав-
номерностью приложенного давления. В результате это-
го возможно получение изделий с весьма гомогенной
структурой и свойствами. К недостаткам способа газоста-
тического прессования следует отнести необходимость
вакуумирования и герметизации капсул. Консолидация
титановых гранул в газостате позволяет получать заго-
товки с абсолютной плотностью. При этом загрязнения
порошка не происходит. Дополнительным преимущест-
вом процесса газостатирования применительно к титано-
вым сплавам является возможность осуществления кон-
солидации порошка при температурах ниже температу-
ры a+p/p-превращения.
Здесь уместно отметить, что кинетика роста бета-зер-
на в компактных заготовках из гранул такая же, как в
литом материале. Это хорошо видно из рис. 157, где пред-
ставлен график зависимости величины зерна в компакт-
ных заготовках из гранул сплава ВТ9 от температуры
нагрева.
Итак, непременным условием формирования мелко-
зернистой структуры является проведение процесса ком-
пактирования при температурах (а+р)-области.
Хотя в настоящее время описываемый способ в при-
менении к титану не получил заметного распространения,
вероятно, он найдет применение в производстве не толь-
ко промежуточных заготовок, подвергающихся после-
дующей деформации, но и изделий сложной формы с раз-
мерами, близкими к окончательным.
Метод получения компактных заготовок уплотнением
порошков на гидравлических прессах в контейнере с глу-
хой матрицей более доступен, поскольку для его осуще-
ствления не требуется специализированное оборудова-
ние. Сущность его состоит в следующем. Порошок поме-
щают в вакуумированный контейнер из нержавеющей или
углеродистой стали. Контейнер с порошком греют до за-
данной температуры и подвергают уплотнению в направ-
лении, параллельном его оси, со скоростью 0,25—3 м/мин.
Эта сравнительно низкая скорость осевого уплотнения
необходима для развития диффузионных процессов меж-
ду отдельными гранулами и уничтожения первичных
границ.
После охлаждения стальной контейнер удаляют ме-
ханической обработкой или травлением. По существу этот
способ аналогичен способу компактирования порошков в
прессформах. Преимущество его состоит в возможности
создания высоких удельных давлений, а следовательно,
возможности осуществления процесса уплотнения при
температурах (а+р)-области. Недостатком метода, как
и при газостатическом уплотнении, является необходи-
мость вакуумирования и герметизации капсул.
Разновидностью метода компактирования порошков
на гидравлических прессах в контейнере с глухой матри-
цей является горячее уплотнение при помощи промежу-
точной среды, передающей давление. Эта среда может
быть жидкой или твердой (жидкое стекло, песок, магне-
зит). Она обеспечивает не только равномерное распре-
деление давления по всей поверхности заготовки, но и,
являясь изолятором, создает более равномерные темпе-
ратурные условия в процессе уплотнения.
Способом уплотнения в контейнере с глухой матри-
цей были получены заготовки из гранулированных спла-
вов ВТ9 и ВТЗ-1 диаметром до 400 мм. Температура ком-
пактирования соответствовала верхней части (а+р)-об-
ласти сплавов.
В следующем разделе главы будут подробно рассмо-
трены структура и свойства компактных заготовок из
гранулированных титановых сплавов, полученных уплот-
нением на гидравлических прессах в контейнере с глухой
матрицей, поскольку именно этот способ компактирова-
ния является наиболее распространенным вследствие
своей доступности. Здесь же следует сказать, что эти заго-
товки отличаются мелкозернистой однородной структу-
рой и высоким комплексом свойств при комнатной и по-
вышенных температурах.
Одним из методов уплотнения гранул является их
экструзия. Насыпная масса гранулированных сфериче-
ских порошков значительно превосходит насыпную мас-
су порошков дендритной формы, например электролити-
ческих (2,9 г/см3 по сравнению с 1,7 г/см3). Это обстоя-
тельство позволяет получать компактные прутки из гра-
нул свободной насыпки. При этом вытяжка должна быть
не менее 15. Перед экструзией гранулы помещают в
стальные капсулы, вакуумируют и герметизируют. Та-
ким методом можно получать прутки, имеющие, судя по
результатам замера плотности геометрическим методом
и микроанализа, относительную плотность, близкую к
стопроцентной. Диаметр этих прутков зависит от разме-
ров контейнера используемого пресса.
Таким образом, все рассмотренные выше методы го-
рячего компактирования представляются довольно пер-
спективными с точки зрения свойств получаемых изде-
лий. Наиболее доступны способы, не требующие специ-
ального оборудования: экструзия и уплотнение в контей-
нере с глухой матрицей.
Недостаток всех методов, кроме уплотнения в пресс-
формах на вакуумных установках, — необходимость при-
менения стальных капсул.
Выбор того или иного метода компактирования в каж-
дом конкретном случае определяется поставленной за-
дачей и соображениями экономической эффективности.
5. ИЗДЕЛИЯ ИЗ ГРАНУЛ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
Структура и свойства компактных заготовок
Экономическая эффективность порошковой металлургии
титана показана в настоящее время на небольших дета-
лях, получаемых по традиционной схеме холодного фор-
мирования и спекания. Однако гораздо большая эконо-
мия может быть достигнута при производстве крупных
деталей сложной формы, например компрессорных дис-
ков. Получение таких дисков прямым уплотнением гра-
нул или ковкой промежуточных компактированных заго-
товок весьма эффективно вследствие повышения коэффи-
циента использования материала и снижения трудоемко-
сти. В связи с этим получение из гранул титановых сплавов
ПЛОТНОСТЬ КОМПАКТИРОВАННОЙ ШАЙБЫ Z 360 мм
ИЗ ГРАНУЛ СПЛАВА ВТ9
Место вырезки образцов Плотность, г/см3 Относительная плотность, %
Первый торец, на расстоянии 20 мм от оболочки 4,48 99,6
Первый торен, центр 4,48 99,6
Второй торец, на расстоянии 200 мм от оболочки 4,48 99,6
Второй торец, центр 4,50 100
крупногабаритных заготовок представляет безусловный
интерес.
Методом уплотнения в глухом контейнере получены
заготовки (шайбы) диаметром 360 мм и массой около
100 кг. Объем капсул после уплотнения уменьшается на
35%. Это вполне закономерно, так как насыпная масса
гранул составляет 65% от плотности компактного метал-
ла. После обточки компактные шайбы не имеют на по-
верхности ни трещин, ни расслоев. Плотность шайбы в
различных зонах по высоте и сечению близка к абсолют-
ной, что хорошо видно из данных табл. 47.
Макроструктура заготовок из гранул однородная и
мелкозернистая (рис. 158). При этом характер структу-
ры не зависит от размеров получаемых изделий. Так,
крупногабаритные заготовки (диаметр 360—400 мм) от-
личаются весьма мелкозернистой структурой, что особен-
но очевидно при сравнении ее со структурой слитка ва-
куумной дуговой плавки того же диаметра. Формирова-
ние структуры происходит в процессе нагрева гранул под
горячее компактирование. Это подтверждается идентич-
ностью микроструктуры гранул после их нагрева под
уплотнение и компактной заготовки. Дендритная струк-
тура гранул в результате нагрева при температуре 900° С
превращается в мелкозернистую смесь а- и 0-фаз, на фо-
не которой наблюдаются слабо деформированные грану-
лы с пластинчатой структурой, образовавшиеся из гра-
нул с мартенситной структурой.
Сопоставление структуры гранул перед уплотнением
со структурой компактных заготовок, полученных всеми
описанными выше, кроме экструзии, способами, показы-
вает, что контактирование происходит без заметной де-
формации тела гранул (рис. 159).
Существование гранул с различной структурой позво-
ляет обнаружить в структуре компактных заготовок гра-
ницы первичных гранул. В тех случаях, когда при
Рис. 158. Макроструктура сплава ВТ9:
а — компактированная заготовка диаметром 400 мм; б—слиток диаметром
360 мм
Рис. 159. Микроструктура сплава ВТ9. Х500:
а — гранулы после отжига при 900° С в течение 20 ч; б — компактнроваиная
заготовка диаметром 400 мм
ТАБЛИЦА 48
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОМПАКТИРОВАННОИ ШАЙБЫ
ИЗ ГРАНУЛ СПЛАВА ВТ9
№ опыта Термическая обработка %- кгс/мм2 С. % Ф. % “н- кгс-м/см2
1 Без т/о 110—114 3—5 7—10 4,8—5,0
Выдержка при 940° С 109—113 6—12 9—29 4,3—4,8
2 Без т/о 106—109 3—4 9—10 3,8—4,3
Выдержка при 940° С 102—105 4—13 12—25 4,0—5,3
компактировании не успевают развиться процессы диффу-
зии, наличие этих границ приводит к низкой пластич-
ности компактного материала, который разрушается, как
правило, по границам гранул. Длительные выдержки
компактных заготовок при высоких температурах приво-
дят к заметному улучшению их пластичности. Это можно
подтвердить данными табл. 48, где приведены механиче-
ские свойства материалов из гранул сплава ВТ9 после
уплотнения при температуре 900° С в исходном состоянии
и после дополнительных выдержек при температуре
940° С в течение 4 ч.
Характер структуры заготовок, полученных компак-
тированием гранул при температурах 900 и 980° С, прак-
тически один и тот же. В обоих случаях на фоне мелко-
дисперсной смеси а- и 0-фаз наблюдаются отдельные гра-
нулы с пластинчатой структурой (рис. 160). Однако
механические свойства заготовки, полученной при более
высокой температуре, значительно выше. Это, вероятно,
Рис. 160. Микроструктура компактированной заготовки сплава ВТ9
ТАБЛИЦА 49
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОМПАКТИРОВАННЫХ ШАЙБ
Сплав СТВ- кгс/мм2 С. % <Р. % кгс-м/см1 “ту
ВТ9 103 16 35 3,8 1,46
104 16 35 3,6 1,42
105 12 37 3,8 1,42
ВТЗ-1 114 20 42 4,3 1,03
113 19 40 4,6 1,12
115 16 47,8 — —
является следствием более интенсивного протекания про-
цессов диффузии, обеспечивающих диффузионную свар-
ку отдельных частиц.
В табл. 49 приведены механические свойства загото-
вок, компактированных при 980° С, из сплавов ВТ9 и
ВТЗ-1.
Обращают на себя внимание весьма высокие харак-
теристики пластичности и ударной вязкости. Они почти
в 2 раза превышают требуемый минимум. Значения крат-
ковременной и длительной жаропрочности в области ра-
бочих температур испытываемых сплавов отвечают тре-
бованиям, предъявляемым к изделиям из слитков.
Таким образом, имеющийся опыт свидетельствует о
возможности получения из гранул титановых сплавов из-
делий, не только не уступающих полученным из слитков,
но и превосходящих их по механическим свойствам.
Структура и свойства штамповок
Структурная однородность компактных заготовок и их
высокие свойства свидетельствуют о перспективности
метода гранулирования, особенно при получении крупно-
габаритных изделий. При этом могут быть две технологи-
ческие схемы получения заготовок из гранул. Одна из
них предусматривает изготовление изделий прямым ком-
пактированием гранул, а другая включает горячую де-
формацию компактированных заготовок. В этой связи
интересны результаты оценки структуры и свойств штам-
повок компрессорных дисков, полученных из компакти-
ровгнных шайб.
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ДИСКА ИЗ ГРАНУЛ СПЛАВА ВТ9
°В- кгс/мм2 в. % Ф. % °Н’ кгс-м/см2 о™. кгс/мм2 Время до разрушения при о=60 кгс/мм2 и при /=500 °C, ч
115 12 33 4,9 73 179
115 14 34 4,5 74 115
108 16 32 4,9 — 198
107 17 41 5,2 — 167
Деформацию шайб проводили при температурах
(а+р) - и p-области. Структура дисков весьма однородна,
несмотря на большую разницу в степени деформации обо-
да, ступицы и полотна: 10, 18 и 87% соответственно.
Структура дисков также как и компактированных заго-
товок мелкозернистая. Это хорошо видно на рис. 161, б,
где приведена макроструктура диска из сплава ВТ9, де-
формированного в p-области. Для сравнения на рис. 161, а
приводится макроструктура диска из слитка. Сравнение
механических свойств двух дисков, штамповку которых
проводили при температурах (а+р)- и p-области, обна-
руживает преимущество последнего. Его механические
свойства превышают требуемый минимум (табл. 50).
Рис. 161. Макроструктура штамповок сплава ВТ9;
с — из слитка; б — из гранул
Структура и свойства прутков
Как упоминалось выше, насыпная масса гранул доволь-
но высока и составляет 0,65 от плотности компактного
материала. Это обстоятельство позволяет получать ком-
пактные прутки экструзией гранул свободной насыпки.
Для этого гранулы помещают в стальные ампулы, ваку-
умируют и герметизируют.
Прутки диаметром 15 мм, полученные экструзией в
интервале температур 900—1000° С, судя по результатам
замера плотности геометрическим методом и микроана-
лиза, имели стопроцентную относительную плотность.
Структура полученных прутков мелкозернистая. Каких-
либо следов исходных гранул в структуре не наблюдает-
ся. Механические свойства прутков, как правило, превы-
шают требуемый минимум. Это хорошо видно из данных
табл. 51.
ТАБЛИЦА S1
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРУТКОВ ИЗ ГРАНУЛ ТИТАНОВЫХ
СПЛАВОВ
Сплав Св- кгс/мма в. % 1 с*, кгс/мм1 Время до разрушения, ч
ВТ9 122 19 19 90 («=500 °C) 120 (/=500 °C, а=60 кгс/ым2)
ВТ18 127 10 12 101 (/=600 °C) 150 (/=600 °C, а=30 кгс/мм2)
ВТ6 ПО 14 35 67 (/=450 °C) 340 (/=450 °C, а=42 кгс мм2)
ВТ25 129 8 11 102 (/=500 °C) 150 (/=500 °C <7=65 кгс/мм2)
ВТ18У 121 10 16 84 —
Высокими механическими свойствами отличаются
прутки, полученные экструзией предварительно компак-
тированной заготовки. Так, прутки сплава ВТ9 диамет-
ром 30 мм, отпрессованные при температуре 980° С со
степенью деформации 90%. имели следующие механиче-
ские свойства: ов=116—117 кгс/мм2, 6=10—14%, ф=
= 21—32%, ан=3,7—4,2 кгс-м/см2, о^00 =84—89 кгс/мм2.
Время до разрушения образцов при напряжении
60 кгс/мм2 и температуре 500° С составило 236 ч.
Микроструктура этих прутков состояла из очень тон-
кой смеси p-превращенных зерен с пластинчатой струк-
турой и зерен первичной а-фазы.
Следует обратить внимание на то обстоятельство, что
в качестве исходной здесь была использована заготовка
с очень низкими характеристиками пластичности (отно-
сительное удлинение не превышало 4%) и неудовлетво-
рительной длительной жаропрочностью (многие образцы
разрушались при нагружении). Причем разрушение об-
разцов происходило, как правило, по границам первич-
ных гранул, наблюдавшихся в структуре компактной за-
готовки. Экструдированные прутки подобных дефектов
не имели. Вероятно, улучшение качества компактного
материала в результате экструзии является следствием
увеличения сил сцепления между отдельными частицами.
С этой точки зрения, схема деформации при экструзии
является более благоприятной, чем при ковке и штам-
повке.
Таким образом, в настоящее время разработан новый
метод получения легированных титановых порошков. Эти
порошки отличаются правильной сферической формой,
однородным химическим составом и низким содержанием
газовых примесей. Использование порошков-гранул в
качестве исходного материала позволяет получать изде-
лия из титановых сплавов, отличающиеся мелкозернис-
той однородной структурой и имеющие механические
свойства, не уступающие свойствам изделий из слитков.
Структурная однородность компактных заготовок и их
высокие механические свойства свидетельствуют о пер-
спективности метода гранулирования, особенно при по-
лучении крупногабаритных изделий. При этом могут
быть реализованы две технологические схемы получения
изделий из порошков-гранул. Одна из них включает го-
рячую деформацию компактированных заготовок, дру-
гая предусматривает изготовление изделия непосредст-
венно компактированием гранул. Второй вариант техно-
логии более экономичный, однако требует для уплотне-
ния гранул специализированного оборудования.
Кажется вероятным, что метод гранулирования вслед-
ствие своей экономичности приведет к снижению стои-
мости изделий из титановых сплавов и откроет им новые
области применения.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
К введению
1. Слитки титановых сплавов. М., «Металлургия», 1966. 286 с. с ил.
Авт.: В. И. Добаткин, Н. Ф. Аношкин, А. Д. Андреев и др.
2. Неуструев А. А. и Ходоровский Г. Л. Вакуумные гарнисажные
печи. М., «Металлургия», 1967. 271 с. с ил.
3. 'Willette G. D. — «J. Vac. Sei. Technol.», 1974, v. 11, № 6.
К гл. 1
1. Смелянский М. Я., Гуттерман К. Д. Рабочий процесс и расчет
вакуумных дуговых печей. М., Госэнергоиздат, 1962. 112 с. с ил.
2. Титан и его сплавы. Л., Судпромгиз, 1960. 516 с. с ил. Авт.:
Л. С. Мороз, Б. Б. Чечулин, И. В. Полин и др.
3. Дуговые вакуумные печи и электронные плавильные установки.
М., Металлургиздат, 1962. 211 с. с ил. Авт.: М. Я. Смелянский,
В. А. Бояршинов, К. Д. Гуттерман и др.
4. Akers R. R. «Nonconsumable Electrod makes Arc Melting More
Economical, «Westinghouse Enginier», 1970, July, p. 125—127.
5. «Industrial Heating», 1969, № 10, p. 1956—1958.
6. Von Tisenhausen E., Schlinger M.— «J. vac. Sei. and Technol.»,
1971, v. 8, № 6, p. 13.
7. «Industrial Heating», 1971, v. 38, № 3, p. 432.
8. Гоголь В. Б., Волохонский Л. А., Пельц Б. Б. — «Электротер-
мия». Сб. № 83. М., Информэлектро. 1969, с. 32—38 с ил.
9. Изаксон-Демидов Ю. А. Автоматическое управление дуговыми
вакуумными печами. М., Отделение ВНИИЭМ по НТИ стандар-
тизации и нормализации в электротехнике. 1966. 84 с. с ил.
10. Электротермические установки. Справочник. Под ред. А. П. Альт-
гаузена, М. Я. Смелянского, М. С. Шевцова. М., «Энергия», 1967.
481 с. с ил.
11. Каталог 41./2Е, 1970 г. фирмы «Лейболд-Хереус», ФРГ, 16 с. с ил.
12. «Engineering», 1968, v. 205, № 5328, р. 832—833.
13. Бейзеров С. М., Блошенко В. В., Выбойщиков Ф. П., Ильин В. А.
Электротермия. Сб. № 1 (137). М., Информэлектро, 1974, с. 15.
14. «Metallurgia», 1968, v. 77, № 459, р. 231—235.
15. Электронная плавка металла. М., «Металлургия», 1965. 291 с.
Авт.: Г. Ф. Заборонок. Т. И. Зеленцов, А. С. Ронжин и др.
16. Hevis Р. S., Orehovski М А , Fondrk. National vacuum Symposium
(Clevlend, Ohio, USA), I960.
17. Неуструев А. А., Ходоровский Г. Л. Вакуумные гарниссажные пе-
чи. М., «Металлургия», 1967. 271 с. с ил.
18. Глазу нов С. Г., Жихарев И. А., Простов И. А. и др. — В кн.:
Легкие сплавы и методы их обработки. М., «Наука», 1965,
с. 237—247 с ил.
19. Медовар Б. И., Латаш Ю. В. Электрошлаковый переплав. М.,
«Металлургия», 1970. 240 с. с ил.
20. Морозов Е. И., Ронжин А. С., Простов И. А. и др. — В кн.: Ти-
тан в промышленности. М., Оборонгиз, 1961, с. 314—326 с ил.
21. Нэфзинтер Р. В. — В кн.: Электрошлаковый переплав. М., «Ме-
таллургия», 1971, с. 202—219 с ил.
22. Каринский В. Н., Мусатов М. И., Блохин Г. В.—Технология
легких сплавов». М., ВИЛС, 1971, № 6, с. 111—112.
23. Бортничу к Н. И., Екжанова Е. Н. Электротермия. Сб. № 4(128).
М., Информэлектро, 1973, с. 27—29.
24. Stephan И.— «Neue HQtte», 1971, Bd 16, № 11, S. 656—657.
25. Кононов И. А., Несте рейхов К. А. — «Технология легких спла-
вов», М., ВИ Л С, 1970, № 2, с. 88—94.
26. Слитки титановых сплавов. М., «Металлургия», 1966. 286 с. сил.
Авт.: В. И. Добаткин, Н. Ф. Аношкин, А. Л. Андреев и др.
27. Андреев А. Л.— «Цветные металлы», 1965, № 3, с. 90—93.
К гл. 2
1. Металлургия титана. М., «Металлургия», 1968. 643 с. с ил. Авт.:
В. А. Гармата, Б. С. Гуляницкий, В. Ю. Крамник и др.
2. Металлургия титана. М., «Металлургия», 1971. 320 с. с ил. Авт.:
В. В. Сергеев, Н. В. Галицкий, В. П. Киселев и др.
3. Вайнштейн Г. М„ Зюков-Батырев Г. Д., Тетюхин В. В. и др.—
Титан и его сплавы. Вып. VI. М., Изд-во АН СССР, 1961, с. 88.
4. Андреев А. Е„ Арутюнов Э. А., Смолянский Р. Г. и др. — «Цвет-
ные металлы», 1969, № 4, с. 76—78.
5. Чучурюкин А. Д„ Мусатов М. И., Трубин А. Н. и др. — Техноло-
гия легких сплавов». М., ВИЛС, 1975, № 3, с. 48—51.
6. Слитки титановых сплавов. М., «Металлургия», 1966. 286 с. с ил.
Авт.: В. И. Доба гкин, Н. Ф. Аношкин, А. Л. Андреев и др.
7. Чучурюкин А. Д., Мусатов М. И., Милов В. Н. — «Технология
легких сплавов». М., ВИЛС, 1975, № 3. с. 51—56.
8. Колачев Б. А., Ливанов В. А., Елагин В. И. Металловедение и
термическая обработка цветных металлов и ставов. М., «Метал-
лургия», 1972. 480 с. с ил.
9. Молчанова Е. К. Атлас диаграмм состояния титановых сплавов.
М., «Машиностроение», 1964. 392 с. с ил.
10. Корнилов И. И. Титан. М., «Наука», 1975. 308 с. с ил.
11. Вульф Б. К. Термическая обработка титановых сплавов. М..
«Металлургия», 1969. 375 с. с ил.
12. Кэйд Лэбит. Таблицы физических и химических постоянных. М.,
Физматгиз, 1962. 132 с. с ил.
13. Курдюмов А. В., Ликунов М. В., Бахтиаров Р. А. Плавка и за-
твердевание сплавов цветных металлов. М., «Металлургия», 1968.
14. Курдюмов А. В., Ликунов М. В., Чурсин В. М. Литейное произ-
водство цветных и редких металлов. М., «Металлургия», 1972.
15. Миллер Г. Л.. Цирконий. Пер. с англ. М., ИЛ, 1955. 302 с. с ил.
16. Плинер Ю. Л., Сугильников С. И., Рубинштейн Е. А. Алюмино-
термическое производство ферросплавов и лигатур. М, «Метал-
лургия», 1963. 127 с. с ил.
17. Плинер Ю. Л., Игнатенко И. Ф. Восстановление окислов метал-
лов алюминием. М., «Металлургия», 1967. 298 с. с ил.
18. Хазанова Т. И., Шведов Л. В., Гавришин А. М. и др. — «Техно-
логия легких сплавов». М., 1965, № 1, с. 53—55.
19. Трубин А. Н„ Одоевский Л. С., Тиркина А. Н. и др. — «Техно-
логия легких сплавов». М., ВИЛС, 1974, № 7, с. 35—41.
20. Сычевой С. И., Зюков-Батырев Г. Д. — В кн.: Титан в промыш-
ленности. М., Оборонгиз, 1961, с. 282- -294.
2J Грацерштейн И. М., Канюк А. И. Экономика использования от-
ходов титанового производства. М., Цветметинформация, 1969.
К гл. 3
1. Слитки титановых сплавов. М., «Металлургия», 1966. 286 с. с ил.
Авт.: В. И. Добаткин, Н. Ф. Аношкин, А. Л. Андреев и др.
2. Кубашевский О. И., Эванс Э. Термохимия в металлургии. М.,
ИЛ, 1594. 462 с. с ил.
3 Еременко В. Н. Титан и его сплавы. Киев, Изд-во АН УкрССР,
1960. 500 с. с ил.
4. Корнилов И. И., Будберг П. Б. Диаграммы состояния двойных
и тройных систем титана. М., ВИНИТИ, 1961. 175 с. с ил.
5. Макквилэн А. Д., Макквилэн М. К. Титан. М., Металлургиздат,
1958. 458 с. с ил.
6. Фесенко В В., Болгар А. С. Испарение тугоплавких соединений.
М., «Металлургия», 1966. 180 с. с ил.
7. Колачев Б. А., Ливанов В. А., Буханова А. А. Водород в титане.
М., Металлургиздат, 1962. 245 с. с ил.
8. Явойский В. И., Костырев Л. Б., Чучурюкин А. Д. и др. — «Изв.
вуз. Цветная металлургия», 1969, № 1, с. 23—27.
9. Лакомский В. И., Калинюк Н. Н. — «Изв. АН СССР. Металлы»,
1966, № 2, с. 92—96.
10. Кролль В. — В кн.: Проблемы современной металлургии, 1957,
№ 3, М., ИЛ, с. 270—274.
11. Грубер Г. — В кн.: Вакуумная металлургия. Пер. с англ. М., ИЛ,
1959, с. 82—95 с ил.
12. Филиппов С. И. Теория металлургических процессов. М., «Метал-
лургия», 1967. 279 с. с ил.
13. Гармата В. А., Крамник В. Ю., Арутюнов В. А. и др. — «Цветные
металлы», 1965, № 1, с. 96—98.
14. Сергеев В. В, Нерославская Л. Л. Значение особых свойств ти-
тана при его производстве и применении. М., Цветметинформа-
ция, 1966. 67 с. с ил.
15. Тетюхин В. В., Чучурюкин А. Д., Прилуцких Ю. М. и др.—
«Технология легких сплавов». М.. ВИЛС, 1975, № 2, с. 36—39.
16 Явойский В. И., Костерев Л. Б.. Сафонов В. Л. и др. — «Изв.
вузов. Черная металлургия», 1967, № 11, с. 46—52 с ил.
17. Титан и его сплавы. Л., Судпромгиз, 1960 с. с ил. Авт.:
Л. С. Мороз, Б. Б. Чечулин, И. В. Полин и др.
18. Гейнце В. Введение в вакуумную технику. М., Госэнергоиздат,
1960. 511 с. с ил.
19. Джонстон. — В кн.: Вакуумная металлургия. Пер. с англ. М.,
ИЛ, 1959. с. 102—109 с ил.
20. России П. — В кн.: Вакуумная металлургия. Пер. с англ. М.,
ИЛ, 1959, с. 70—82 с ил.
21. Полин И. В. — В кн.: Металлургия. Т. I. Л., Судпромгиз, 1958,
с. 150—167 с ил.
22. Григорьев А. М. — В кн.: Вакуумная металлургия. М., Метал-
лургиздат, 1962, с. 424—427 с ил.
23. Аношкин Н. Ф. Зональная' химическая неоднородность слитков.
М., «Металлургия», 1976. 239 с. с ил.
24. Пазухин В. А., Фишер А. Я. Вакуум в металлургии. М., Метал-
лургиздат, 1956. 520 с. с ил.
25. Чучурюкин А. Д., Данилова Т. В., Павлов А. Г. — «Технология
легких сплавов». М., ВИЛС, 1975, № 1, с. 45—48.
26. Морозов Е. И., Тейтель И. Л., Чучурюкин А. Д. и др. Авт. свид.
№ 534499. — «Открытия, изобретения, промышл. образцы, тов.
знаки», 1976, № 41, с. 77.
К гл. 4
1. Добаткин В. И. Непрерывное литье и литейные свойства сплавов.
М, Оборонгиз, 1948, 1955 с. с ил.; Слитки алюминиевых спла-
вов. Свердловск, Металлургиздат, 1960. 175 с. с ил
2. Тетюхин В. В., Курапов В. Н., Денисов Ю. П. и др. Титан. Ме-
талловедение и технология (труды III Международной конфе-
ренции по титану). М., ВИЛС, 1977, с. 93—98.
3. Гуляев Б. Б. Затвердевание и неоднородность стали. М., Метал-
лургиздат, 1950. 318 с. с ил.
4. Гуляев Б. Б. Литейные процессы. М., Машгиз, 1960. 352 с. с ил.
5. Баландин Г. Ф. Формирование кристаллического строения отли-
вок. М., Машгиз, 1965. 327 с. с ил.
6. Вейник А. И. Теория особых видов литья. М., Машгиз, 1958. 384 с.
7. Иванцов Г. П. Теплообмен между слитком и изложницей. М.,
Металлургиздат, 1951. 394 с. с ил.
8. Неуструев А. А., Ходоровский Г. Л. Вакуумные гарниссажные
печи. М., «Металлургия», 1967. 272 с. с ил.
9. Слитки титановых сплавов. М., «Металлургия», 1966. 286 с.
с ил. Авт.: В. И. Добаткин, Н. Ф. Аношкин, А. Л. Андреев и др.
10. Бочвар А. А., Кузина В. В. — «Изв. АН СССР. ОНТ», 1946,
№ 10, с. 48.
11. Добаткин В. И., Аношкин Н. Ф. — «Металлы», 1975, № 5, с. 100.
12. Rutter J. W. Liguid Metals and Solidification, ASM, Clevelend, 1958.
13. Tiller W. A., Rutter J. W. — «Can. J. Phys.», 1956, v. 34, p. 96.
14. Plaskett T. S., Winegard W. C. — «Can. J. Phys.», 1959, v. 37,
p. 1555.
15. Аношкин H. Ф. Зональная химическая неоднородность слитков.
М., «Металлургия», 1976. 240 с. с ил.
16. Сергеев А. Б., Швед Ф. И., Тулин Н. Л. Вакуумный дуговой пе-
реплав конструкционной стали. М., «Металлургия», 1974 192 с.
17. Гиршович Н. Г. Чугунное литье. М., Металлургиздат, 1949. 287 с.
18. Нехендзи Ю. А. Стальное литье. М., Металлургиздат, 1948. 373 с.
К гл. 5
1. Уолтон Д„ Чалмерс Б. — В кн.: Жидкие металлы и их затверде-
вание. М., Металлургиздат, 1962, с. 386—408.
2. Хворинов Н. И. Кристаллизация и неоднородность стали. М.,
Машгиз, 1958. 392 с. с ил.
3. Сергеев А. Б., Швед Ф. И., Тулин Н. А. Вакуумный дуговой пе-
реплав конструкционной стали. М., «Металлургия», 1974. 192 с.
с. ил.
4. Слитки титановых сплавов. М„ «Металлургия», 1966. 286 с. с ил.
Авт.: В. И. Добаткин, Н. Ф Хношкин, А. Л. Андреев и др.
5. Савельев В. В., Тетюхин В. В., Дубровина Н. Т. — «Технология
легких сплавов», 1978, № 1, с. 39—42.
6. Добаткин В. И. Исследование сплавов и цветных металлов. М.,
Изд-во АН СССР (ИМЕТ. Сб. Ns 4), с. 117—129 с ил.
7. Kuhn W. Е. Arcs in Inert Atmospheres and Vacuum, N. Y. — Lon-
don, 1956.
8. Мальцев M. В. Модифицирование структуры металлов и спла-
вов. М., «Металлургия», 1964. 214 с. с ил.
9. Чистяков Е. П„ Бочвар Г. А., Легкодух А. М. — В кн.: Титан в
промышленности. М., Оборонгиз, 1961, с. 107—111 с ил.
10. Титан и его сплавы. Л., Судпромгиз, 1960. 516 с. с ил. Авт.:
Л. С. Мороз, Б. Б. Чечулин, И. В. Полин и др.
11. Перцовский Н. 3., Шаханова Г. В , Брун М. Я. — ФММ, 1973,
т. 36, вып. 1, с. 154—161 с ил.
12 Бочвар А. А. Основы термической обработки сплавов. М.—Л.,
Металлургизда-', 1490. 298 с. с ил.; Металловедение. М., Метал-
лургиздат, 1956, 495 с. с ил.
13. Савельев В. В., Тетюхин В. В. — «Технология легких сплавов»,
1973, № 8, с. 78—81.
14. Садовский В. Д., Богачева Г. Н., Смирнов Л. В. и др. — ФММ,
1960, т. 10, вып. 3, с. 397—403 с ил.
К гл. 6 ,
1. Слитки титановых сплавов. М., «Металлургия», 1966. 286 с. с ил.
Авт.: В. И. Добаткин, Н. Ф. Аношкин, А. Л. Андреев и др.
2. Сисоян Г. А. Электрическая дуга в электрической печи. М., Ме-
таллургиздат, 1961. 281 с. с ил.
3. Гапонов В. И. Электроника. Ч. I. М., Физматгиз, 1960. 452 с. с ил.
4. Тетюхин В. В. Чучурюкин А. Д., Прилуцких ТО. М. и др. — «Тех-
нология легких сплавов», 1975, № 2, с. 36.
5. Лебединский М. А. Электровакуумные материалы. М., Госэнерго-
издат, 1956. 336 с. с ил.
6. Гейнце В. Введение в вакуумную технику. Ч. I. Пер. с нем. Л.,
Госэнергоиздат, 1960. 511 с. с ил.
7. Грубер Г.— В кн.: Вакуумная металлургия. М., ИЛ, 1959,
с. 82—94 с ил.
8. Тетюхин В. В., Прилуцких ТО. М., Демченко М. Д. Авт. свид.
№ 456000. — «Открытия, изобр., пром, образцы, тов. знаки»,
_ 1975, Ns 1, с. 60.
9. 'Мусатов М. И., Фридман А. Ш., Морозов Е. И. и др. Авт. свид. /
№ 392108. — «Открытия, изобр., пром, образцы, тов. знаки». 1973,
№ 31, с. 57.
10. Маркелов А. И., Хасин Г. А., Швед Ф. И. и др. — Новое в метал-
лургии сталей и сплавов. М., «Металлургия», 1967 (ВИАМ.
Вып. 2), с. 78—88.
11. Джаффи Р. Н. — В кн.: Успехи физики металлов. Т. IV. М., Ме-
таллургиздат, 1961, с. 77—191.
12. Макквиллен А. Д., Макквиллен М. И. Титан. М., Металлургиздат,
1958. 458 с. с ил.
13. Титан и его сплавы. Л., Судпромгиз, 1960. 516 с. с ил. Авт.:
Л. С. Мороз, Б. Б. Чечулин, И. В. Полин и др.
14. Павлов В. А. Физические основы пластической деформации ме-
таллов. М., Академиздат, 1962. 200 с. с ил.
К гл. 7
1. Глазунов С. Г., Солонина О. П„ Черешнева И. Ф. — В кн.: Спла-
вы цветных металлов. М., «Наука», 1972, с. 32—41 с ил.
2. Wiggin Nickel Alloys», № 108, Apr. 1975 (Hereford).
3. Белов А. Ф., Аношкин H. ф., Ходкин В. Н. и др. — В кн.: Об-
работка легких и жаропрочных сплавов. М., «Наука», 1976,
с. 217—236.
4. S. Abkowitz. — «J. of Metals», 1966, v. 18, № 4, p. 458—464.
5. «Cobalt and Co—abstracts», 1975, № 2, p. A24.
6. Hurth G. H. — A. S. M. E. Publication 73—GT—64 «Gas Turbine
Conference and Products», 1973, p. 1—4.
7. Глазунов С. Г., Хромов А. М„ Хрусцевич Л. А. и др. — «Элек-
тротермия», 1966, вып. 51, с. 9—10.
8. D. J. Hodkin, Р. W. Sutcliff, Р. G. Mardon а. о. — «Powder Metal-
lurgy», 1973, v. 16, № 32, р. 277—313.
9. Бирзецовская К. М., Елагина Л. А., Болотина Т. И. — «Техно-
логия легких сплавов». М., ВИЛС, 1975, № 8, с. 44—48.
10. Карпинос Д. М., Кравченко А. А., Пилиповский Ю. Л. и др. —
«Порошковая металлургия», 1970, № 9, с. 99—102.
Александр Леонидович АНДРЕЕВ
Николай Федорович АНОШКИН
Ксения Максимовна БОРЗЕЦОВСКАЯ
Георгий Андреевич БОЧВАР
Сергей Георгиевич ГЛАЗУНОВ
Владимир Иванович ДОБАТКИН_______
Геннадий Дмитриевич ЗЮКОВ—БАТЫРЕ В
Евгений Ильич МОРОЗОВ
Марк Иванович МУСАТОВ
Исаак Леонидович ТЕЙТЕЛЬ
Владислав Валентинович ТЕТЮХИН
Адольф Николаевич ТРУБИН
Евгений Петрович ЧИСТЯКОВ
Анатолий Дмитриевич ЧУЧУРЮКИН
ПЛАВКА И ЛИТЬЕ
ТИТАНОВЫХ
^ПЛАВОВ
Редактор издательства О. М. X и в р и ч
Художественный редактор Г. А. Ж е г и н
Технический редактор В. В. Михайлова
Корректоры В. Б. Левин, Г. Л. Копперойнен
Сдано в набор 07.12.77. Подписано в печать 10.07.78. Т-11594. Формат бумаги
84Х1087з2. Бумага типографская № 2. Гарнитура литературная. Печать высо-
кая. Усл. печ. л. 20,16. Уч.-изд. л. 21,21. Тираж 3900 экз. Заказ № 404.
Цена 1 р. 40 к. Изд. № 3385
Издательство «Металлургия», 119034. Москва, Г-34, 2-й Обыденский пер., д. 14
Владимирская типография «Союзполиграфпрома» при Государственном комитете
Совета Министров СССР по делам издательств, полиграфии и книжной торговли
600000, г. Владимир, Октябрьский проспект, д. 7