СОДЕРЖАНИЕ

ЭЛЕКТРОШЛАКОВАЯ ТЕХНОЛОГИЯ

Махненкo В.И. , Медовар Л.Б., Саенко В.Я., Полишкo А.А., Федоровский Б.Б.,Григоренкo С.Г., Зайцев В.А. Моделирование процесса изготовления крупныхполых слитков из высоколегированных сталей и сплавов способом ЭШН ЖМ ...... 3Протоковилов И.В., Петров Д.А., Порохонько В.Б., Бабич Л.М. Изготовлениерасходуемых электродов для магнитоуправляемой электрошлаковой плавкититана ............................................................................................................................... 8Медовар Л.Б., Стовпченко А.П., Головачев А.Н., Федоровский Б.Б. ЭШПи современные подходы к управлению затвердеванием крупного кузнечногослитка .............................................................................................................................. 12

ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВЫЕ ПРОЦЕССЫ

Березос В.А. Электронно-лучевая очистка кристаллического кремния .................... 19Яковчук К.Ю., Рудой Ю.Э., Нероденко Л.М., Оноприенко Е.В., Микитчик А.В.Исследование сопротивления слоя ZrO2–8 % Y2O3 конденсационных покрытийпротив воздействия оксидов кальция, магния, алюминия и кремния (СМАS) ........ 24

ПЛАЗМЕННО-ДУГОВАЯ ТЕХНОЛОГИЯ

Коледа В.Н., Шаповалов В.А., Биктагиров Ф.К., Бурнашев В.Р. Оптимизацияплазменно-дуговой выплавки ферросплавов из отходов тугоплавких ивысокореакционных металлов на дисперсной подложке ........................................... 33Петров С.В. Плазменный процесс получения «солнечного» кремния ....................... 37

ОБЩИЕ ВОПРОСЫ МЕТАЛЛУРГИИ

Крикент И.В., Кривцун И.В., Демченко В.Ф., Пиптюк В.П. Численноемоделирование сильноточного дугового разряда в установке ковш–печьпостоянного тока ........................................................................................................... 45

ЭНЕРГОРЕСУРСОСБЕРЕЖЕНИЕ

Никитюк Ю.Н., Григоренко Г.М., Зеленин В.И., Зеленин Е.В., Полещук М.А.Технология восстановительного ремонта слябовых кристаллизаторов МНЛЗспособом наплавки трением с перемешиванием ......................................................... 51

НОВЫЕ МАТЕРИАЛЫ

Григоренко Г.М., Таранова Т.Г., Ахонин С.В., Задорожнюк О.М., Сабокарь В.К.Поведение силицидов системы Ti–Zr–Si и их влияние на свойства сварныхсоединений жаропрочных титановых сплавов, полученных способом прессовойсварки .............................................................................................................................. 56

ИНФОРМАЦИЯ

Ахонин С.В., Березос В.А. XI Международная конференция «Тi–2013 в СНГ» ....... 64Клочков И.Н. VII научно-техническая конференция молодых ученых испециалистов «Сварка и родственные технологии» .................................................... 65Н .Т. Шевченко — 75 ...................................................................................................... 67

© НАН Украины, ИЭС им. Е. О. Патона НАН Украины, МА «Сварка», 2013

№ 3 (112)2013

Международный научно-теоретический и производственный журнал

Издается с января 1985 г.

Учредители: Национальная академия наук Украины Институт электросварки им. Е. О. Патона Международная ассоциация «Сварка» Выходит 4 раза в год

РЕДАКЦИОННАЯКОЛЛЕГИЯ:

Главный редактор Б. Е. Патон

С. В. Ахонин, М . И . Гасик,Г. М . Григоренко

(зам. гл. ред.),Д. М . Дяченко (отв. секр.),

В. И. Лакомский, Л. Б. Медовар,Б. А. Мовчан, А. Н. Петрунько,

А. С. Письменный, А. Д. Рябцев, А. А. Троянский,

А. И . Устинов,В. А. Шаповалов

МЕЖДУНАРОДНЫЙРЕДАКЦИОННЫЙ СОВЕТ:

Д. Аблизер (Франция)Г. М . Григоренко (Украина)К . В. Григорович (Россия)

А. А. Ильин (Россия)Б. Короушич (Словения)С. Ф . Медина (Испания)А. Митчелл (Канада)Б. Е. Патон (Украина)Ц . В. Рашев (Болгария)Ж . Фокт (Франция)

Т. Эль Гаммаль (Германия)

Адрес редакции:

Украина, 03680, г. Киев-150,ул. Боженко, 11

Институт электросваркиим. Е. О. Патона НАН УкраиныТел./факс: (38044) 200 82 77;

200 54 84Тел.: (38044) 205 22 07

E-mail: journal@paton.kiev.uawww.patonpublishinghouse.com

URL: www.rucont.ru

Редактор: В. И . Котляр

Электронная верстка:Л. Н . Герасименко,Т. Ю. Снегирева

Свидетельствоо государственной регистрации

КВ 6185 от 31.05.2002

ISSN 0233-7681

Журнал входит в переченьутвержденных МОН Украины изданий для публикации трудовсоискателей ученых степеней

При перепечатке материаловссылка на журнал обязательна

За содержание рекламныхматериалов редакция журнала

ответственности не несет

Цена договорная

Издатель: Международная ассоциация «Сварка»

Журнал переиздается в полном объеме на английском языке под названием«Advances in Electrometallurgy» ( ISSN 1810-0384)

издательством «Camdridge International Science Publishing», Великобританияwww.cisp-publishing.com

CONTENTSELECTROSLAG TECHNOLOGY

Makhnenko V.I. , Medovar L.B., Saenko V.Ya., Polishko A.A.,Fedorovsky B.B., Grigorenko S.G., Zaitsev V.A. Modeling of process ofmanufacture of large hollow ingots of high-alloy steels and alloys by ESS LMmethod ............................................................................................................ 3

Protokovilov I.V., Petrov D.A., Porokhonko V.B., Babich L.M. Manufactureof consumable electrodes for magnetically-controlled electroslag melting oftitanium ............................................................................................................ 8

Medovar L.B., Stovpchenko A.P., Golovachev A.N., Fedorovsky B.B. ESRand modern approaches to control of solidification of large forge ingot ............ 12

ELECTRON BEAM PROCESSES

Berezos V.A. Electron beam purification of crystalline silicon .......................... 19

Yakovchuk K.Yu., Rudoj Yu.E., Nerodenko L.M., Onoprienko E,V.,Mikitchik A.V. Study of resistance of ZrO2—8 % Y2O3 layer of condensationcoatings against the effect of oxides of Ca, Mg, Al, Si (CMAS) ......................... 24

PLASMA-ARC TECHNOLOGY

Koleda V.N., Shapovalov V.A., Biktagirov F.K., Burnashev V.R. Optimizationof plasma-arc melting of ferroalloys from wastes of refractory and highly-reaction metals on dispersed substrate ............................................................ 33

Petrov S.V. Plasma process of producing a «solar» silicon .............................. 37

GENERAL PROBLEMS OF METALLURGY

Krikent I.V., Krivtsun I.V., Demchenko V.F., V.F. Piptyuk V.P. Numericalmodeling of high-current arc discharge in DC ladle-furnace unit ....................... 45

ENERGY- AND RESOURCES SAVING

Nikityuk Yu.N., Grigorenko G.M., Zelenin V.I., Zelenin E.V.,Poleshchuk M.A. Technology of restoration repair of slab moulds of machinesfor continuous casting of billets by friction stir surfacing ................................... 51

NEW MATERIALS

Grigorenko G.M., Taranova T.G., Akhonin S.V., Zadorozhnyuk O.M.,Sabokar V.K. Behavior of silicides of Ti—Zr—Si system and their effect onproperties of welded joints of heat-resistant titanium alloys, produced by presswelding ........................................................................................................... 56

INFORMATION

Akhonin S,V., Berezos V.A. XI International Conference «Ti-2013 in CIS» ....... 64

Klochkov I.N. VII Scientific-Technical Conference of young scientists andspecialists «Welding and Related Technologies» ............................................... 65

N.T. Shevchenko is 75 ..................................................................................... 67

№ 3 (112)2013

International Scientific-Theoretical and Production Journal

Published since January, 1985

Founders: The National Academy of Sciences of Ukraine The E. O. Paton Electric Welding Institute International Association «Welding» Is published 4 times a year

© NAS of Ukraine, The E. O. Paton Electric Welding Institute, International Association «Welding», 2013

EDITORIAL BOARD:

Editor-in-Chief B. E. Paton

S.V. Akhonin, M. I. Gasik,G. М. Grigorenko (vice-chief ed.),D. М. Dyachenko (exec. secr.),

V. I. Lakomsky,L. B. Меdоvаr, B. А. Моvchan,А. N. Petrunko, A. S. Pismenny,A. D. Ryabtsev, A. A. Troyansky,A. I. Ustinov, V. A. Shapovalov

THE INTERNATIONALEDITORIAL COUNCIL:

D. Ablitzer (France)G. М. Grigorenko (Ukraine)K. V. Grigorovich (Russia)

A. A. Iljin (Russia)B. Кoroushich (Slovenia)

S. F. Мedina (Spain)А. Мitchell (Canada)B. E. Paton (Ukraine)

Ts. V. Rаshеv (Bulgaria)J. Foct (France)

Т. El Gаmmаl (Germany)

Address:The E. O. Paton Electric

Welding Instituteof the NAS of Ukraine,

11, Bozhenko str., 03680,Kyiv, Ukraine

Tel./fax: (38044) 200 82 77;200 54 84

Tel.: (38044) 205 22 07E-mail: journal@paton.kiev.ua

www.patonpublishinghouse.comURL: www.rucont.ru

Editor: V. I. Kotlyar

Electron galley:L. N. GerasimenkoT. Yu. Snegiryova

State Registration CertificateKV 6185 of 31.05.2002

ISSN 0233-7681

All rights reserved.This publication and each of thearticles contained here in are

protected by copyrightPermission to reproduce materialcontained in this journal must be

obtained in writing from thePublisher

Publisher: International Association «Welding»

SOVREMENNAYAELEKTROMETALLURGIYA

(Electrometallurgy Today)

«Sovremennaya Elektrometallurgiya» journal (Electrometallurgy Today)is published in English under the title of «Advances in Electrometallurgy»

by Camdridge International Science Publishing, United Kingdomwww.cisp-publishing.com

УДК 669.117.56

МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССА ИЗГОТОВЛЕНИЯКРУПНЫХ ПОЛЫХ СЛИТКОВ

ИЗ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙИ СПЛАВОВ СПОСОБОМ ЭШН ЖМ

В.И. Махненкo , Л.Б. Медовар, В.Я. Саенко,А.А. Полишкo, Б.Б. Федоровский, С.Г. Григоренкo, В.А. Зайцев

Институт электросварки им. Е.О. Патона НАН Украины.03680, г. Киев, ул. Боженко 11. E-mail: office@paton.kiev.ua

Производство толстостенных корпусов реакторов для атомной энергетики и нефтеперерабатывающей промышлен-ности характеризуется длительным рабочим циклом, значительной трудоемкостью, большим расходом корпусноголегированного металла и сварочных материалов. Для его реализации требуется уникальное кузнечно-прессовое,прокатное и сварочное оборудование. Для изготовления корпусов как ковано-, так и штампосварных необходимыслитки массой 100...200 т и более, а выход годного иногда не превосходит 30...40 %. Новые возможности дляполучения полых высококачественных заготовок для корпусов реакторов открываются благодаря разработанномув ИЭС им. Е.О. Патона НАН Украины технологическому процессу получения крупных слитков, основанному наэлектрошлаковой наплавке жидким металлом (ЭШН ЖМ). Представлены результаты моделирования процессаизготовления крупных полых слитков из высоколегированной стали типа AISI 316 способом ЭШН ЖМ. Мате-матическое моделирование показало, что путем кольцевого наплавления слоев металла можно получать не толькосплошные слитки, но и полые. Количество наплавляемых слоев зависит от заданных размеров и массы слитков.Металлографические исследования на модельных слитках подтвердили высокую структурную и химическую одно-родность зоны сплавления металла. При этом ЭШН ЖМ позволяет получать полые слитки как одного химическогосостава, так и гетерогенные. Библиогр. 11, ил. 5.

Ключ е вы е с л о в а : ЭШН ЖМ; энергетическое машиностроение; нефтехимическое машиностроение; кор-пус реактора; математическое моделирование; полый слиток; высоколегированная сталь; модельный слиток;зона сплавления

Корпуса атомных энергетических и нефтехимичес-ких реакторов изготовляют с применением ковки,вальцовки, штамповки. В зависимости от способаприменяют кузнечные слитки или толстолистовойпрокат [1—4].

Производство корпусов реакторов включает дватехнологических варианта – ковано- и штампо-сварные. Для производства кованосварных корпу-сов, во-первых, необходимо отливать слитки массой100...200 т и более, а значит, и большого диаметра,что сопровождается образованием в слитках дефек-тов ликвационого происхождения, недопустимыхпри производстве заготовок для корпусов реакто-ров. Во-вторых, эти слитки подлежат сложному пе-ределу для изготовления полых заготовок (билле-тировка, осадка, прошивка, раскатка или расковка

полой заготовки). Это приводит к нерациональномурасходу металла, отличается значительной трудо-емкостью и, главное, требует уникального кузнеч-но-прессового оборудования. При этом коэффици-ент использования металла (КИМ) иногда не пре-вышает 30...40 % (рис. 1).

Толстостенные обечайки (толщина стенки 50......150 мм) выполняют с применением штамповкиили вальцовки плоских заготовок из толстолистово-го проката. Существенным недостатком штампо-сварного варианта производства корпусов являетсяналичие двух продольных сварных швов, что недо-пустимо в корпусах современных атомных энер-гетических реакторов. Обечайки с толщиной стенкисвыше 150 мм обычно изготовляют способами ковки

© В.И. МАХНЕНКО , Л.Б. МЕДОВАР, В.Я. САЕНКО, А.А. ПОЛИШКО, Б.Б. ФЕДОРОВСКИЙ, С.Г. ГРИГОРЕНКО, В.А. ЗАЙЦЕВ, 2013

3

стальных слитков массой 100...200 т и более, длячего требуется уникальное оборудование [5—7].

Обечайку куют на прессах мощностью 3000......12000 т и более, возможна в перпективе и раскаткана кольцераскатном стане*.

Ковано- и штампосварной технологические ва-рианты характеризуются длительным рабочим цик-лом, значительной трудоемкостью, большим расхо-дом корпусного легированного металла и свароч-ных материалов, требуют для своей реализации ис-пользование уникального кузнечно-прессового, про-катного, кузнечно-штамповочного и сварочного обо-рудования. Стоимость кованосварных корпусов реак-торов огромна, изготовление их под силу только весь-ма крупным машиностроительным предприятиям,имеющим мощную металлургическую базу.

Корпус реактора является одним из важнейшихкритических элементов, определяющих ресурсатомных энергетических установок. При этом надо

учитывать, что в процессе эксплуатации изменяют-ся свойства металла корпуса, обусловленные радиа-ционным и тепловым воздействием рабочей среды,прежде всего повышается критическая температурахрупкости металла [8].

Новые возможности для получения полых вы-сококачественных заготовок для нужд энергетичес-кого и нефтехимического машиностроения предо-ставляет разработанный в ИЭС им. Е.О. Патонановый технологический процесс получения круп-ных слитков способом кольцевого электрошлаково-го наплавления жидким металлом (ЭШН ЖМ) [9]на центральный слиток, который может быть каксплошного сечения, так и полым (рис. 2). СпособомЭШН ЖМ возможно изготовление слитков и одно-го химического состава, и гетерогенных [10].

Рис. 1. Схема производства кованых полых заготовок: а – исходный слиток; б – биллетировка; в – отрубка прибыльной идонной частей слитка; г – осадка слитка; д – прошивка (удаление центральной части); е – заготовка после продольной протяжки

Рис. 2. Схема получения полых слитков способом ЭШН ЖМ:а – центральный слиток под наплавление; б – полая заготовкапосле наплавления ЭШН ЖМ: 1 – заливочное устройство дляподачи жидкого металла в кристаллизатор; 2 – токоподводящийкристаллизатор; 3 – шлаковая ванна; 4 – металлическая ванна;5 – водоохлаждаемый дорн для формирования полого слитка;6 – стенка полого слитка, наплавленного на сплошной слиток;7 – центральный полый слиток (труба); 8 – слой металла,наплавленный на трубу (КИМ может превышать 80 %)

Рис. 3. Схема расчетной области при моделировании процессаизготовления полых слитков способом ЭШН ЖМ: 1 – водоох-лаждаемый дорн; 2 – центральная заготовка (стенка трубы);3 – ванна жидкого шлака; 4 – ванна жидкого металла; 5 –двухфазная зона; 6 – наплавленный слой; 7 – графитоваяфутеровка; 8, 9, 12 – токоподводящие водоохлаждаемые секциикристаллизатора; 10 – изолятор; 11 – канал датчика уровняметаллической ванны; 13 – затравка

*От редакции.Эта статья была подготовлена академиком В.И. Махненко незадолго до смерти. Соавторы и редколлегия просят читателей обратитьвнимание на появившуюся частную информацию от Ю.И. Уточкина (ОАО «Объединенные машиностроительные заводы», Россия)о пуске в эксплуатацию в Италии кольцераскатного стана, способного раскатывать кольца массой до 200 т.

4

При формировании наплавленного слоя в про-цессе получения крупного полого слитка технологи-ческий режим ЭШН ЖМ выбирают таким образом,чтобы обеспечить минимальное и равномерное про-плавление по сечению и высоте центрального слит-ка или трубы.

В связи с тем, что выплавка крупных полыхслитков экспериментальным путем на стадии раз-работки нового способа ЭШН ЖМ в лабораторныхусловиях невозможна из-за отсутствия соответст-вующего оборудования, а также требует большихзатрат, особенно с учетом стоимости материала иэлектрической энергии, применили методы мате-матического и физического моделирования.

Ниже показаны результаты математического мо-делирования согласно схеме, приведенной на рис. 3,и распределения значений температуры (рис. 4) впроцессе ЭШН ЖМ при наплавлении на трубу изстали Х18Н9Т диаметром 500 мм с толщиной стенки50 мм металлом того же химического состава слоятолщиной 50 мм и высотой 700 мм.

Математическая модель процесса состоит из не-скольких задач, формулировка которых соответст-вует характерным физическим явлениям, связан-ным друг с другом:

определение поля электрического потенциала вжидкой шлаковой ванне и соответствующего тепло-выделения;

расчет температурного поля в шлаковой и ме-таллической ваннах с учетом порционного поступ-ления жидкого присадочного металла;

определение параметров двухфазной зоны, наоснове которых по Балантайну можно судить о сте-пени неблагоприятного проявления ликвационныхпроцессов в слитке.

Подробное описание расчетных схем, основанныхна теории теплопроводности. Задача распреде-ления тепловой мощности в шлаковой ванне неотличается от подобной задачи для случая получениясплошного слитка способом ЭШН ЖМ. Вместе с темдля определения температурного поля Т(r, z, t) вполом слитке область решения 0 < z < LZ; L0 << r < LR не является симметричной. Кроме того,внутри трубы располагается водоохлаждаемыйдорн, который дополнительно отводит тепло.

Поэтому температура Т(r, z, t), определяется врезультате решения дифференциального уравнения

∂

∂r ⎛⎜⎝rλ

∂T

∂r

⎞⎟⎠ +

∂

∂z ⎛⎜⎝rλ

∂T

∂z

⎞⎟⎠ + W = rcγ

∂T

∂t,

где тепловыделение

W(r, z, t) = r

ρ(T) ⎡⎢⎣⎛⎜⎝

∂U∂z

⎞⎟⎠

2

+ ⎛⎜⎝

∂U

∂r

⎞⎟⎠

2⎤⎥⎦

при условиях t = 0 T = T(r, z);

λ ∂T

∂z = αB(T — TB) для r = L0, LD < z < LZ;

λ ∂T

∂z = α1(T — Tcp) для r = L0, 0 < z < LD;

λ ∂T

∂z = α1(T — Tcp) для z = 0, z = LZ,

здесь α1 – коэффициент теплообмена между стен-кой трубы и воздухом с температурой Тcр; αB –

Рис. 4. Распределение температуры в слитке: а – через 900 с от начала процесса; б – через 1500 с; в – через 3600 с

5

коэффициент теплообмена между стенкой трубы идорном с температурой ТВ. Как и для случая сплош-ного слитка, решение электрической и тепловойзадач определяется численным способом.

Параметром, характеризующим качество метал-ла наплавленного полого слитка, является градиенттемпературы в двухфазной зоне:

G = ∂T

∂n = √⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎛

⎜⎝

∂T∂r

⎞⎟⎠

2

+ ⎛⎜⎝

∂T

∂z

⎞⎟⎠

2

.

Расстояния между осями дендритов второго по-рядка по Балантайну и Митчеллу определяютсяформулой:

h2 ≈ 20,2Δtд.з= 0,28,

где Δtд.з = [TL — TS] – время пребывания металлав двухфазной зоне.

Влияние водоохлаждаемого дорна в схеме про-цесса сказывается на глубине проплавления стенкитрубы; при расчетах этого варианта без дорна про-плавление было бы значительно больше.

Характерный параметр A, малое значение кото-рого характеризует равноосный тип кристаллиза-ции, а большое свидетельствует о наличии дендрит-ной столбчатой структуры, выражается формулой

A = GV

= G2Δtд.зTL — TS

.

Выполнена оценка энергетических и качествен-ных характеристик процесса получения пологослитка диаметром до 1100 мм (рис. 5).

Изучали зону сплавления, присущую каксплошным, так и полым слиткам независимо от диа-метра слитка. Металлографические исследованиязоны сплавления модельного двухслойного слиткадиаметром 110/180 мм из высоколегированнойстали типа АISI 316 свидетельствуют о наличии од-нородной плотной структуры, высокой химическойоднородности, отсутствии дефектов усадочного и

ликвационного характера. Литой металл ЭШП от-личается высоким стабильным уровнем и изотроп-ностью физико-механических свойств в диапазонетребований, предъявляемых к деформированномуметаллу традиционных способов выплавки [11].

Выводы

Применение способов математического и физичес-кого моделирования, а также результатов металло-графических исследований зоны сплавления слоеводного химического состава модельного двухслой-ного слитка диаметром 110/180 мм из высоколеги-рованной стали АISI типа 316 позволило оценитьэффективность процесса ЭШН ЖМ при получениикрупных полых слитков диаметром до 1100 ммспособом ЭШН ЖМ.

1. Механіка матеріалів і міцність матеріалів: Довідн. посіб-ник. Т. 8: Міцність матеріалів і довговічність елементівконструкцій атомних електростанцій / О.І. Балицький,О.В. Махненко, О.О. Балицкий та ін. – Київ: Академпе-ріодика, 2005. – 544 с.

2. Манько П.А., Солоимский Б.Е. Производство судовыхреакторов и парогенераторов. – М.: Судостроение,1969. – 220 с.

3. Стольный В.И., Бережко Б.И., Бушуев С.В. Технологи-ческие особенности изготовления крупногабаритных полу-фабрикатов из жаропрочных сплавов для высокотемпера-турных ядерных газовых реакторов // Прогрессивныематериалы и технологии. – 1999. – № 3. – С. 88—91.

4. Перспективы производства сварных толстостенных биме-таллических корпусов сосудов высокого давления /Б.Е. Патон, А.Д. Чепурной, В.Я. Саенко, Л.Б. Медо-вар // Автомат. сварка. – 2004. – № 1. – С. 30—39.

5. Концептуальная оценка технических и экономических пре-имуществ производства крупногабаритных поковок из по-лого слитка / Б.И. Бережко, В.Н. Орлова, О.Н. Рома-нов, А.А. Хохлов // Вопросы материаловедения. –2000. – № 1. – С. 17—22.

6. Колпишон Э.Ю., Уточкин Ю.И. Производство крупныхизделий ответственного назначения для энергомашино-строения // Электрометаллургия. – 2004. – № 5. –С. 43—46.

7. Митчелл А. Об изготовлении крупных поковок из спла-вов, чувствительных к сегрегации // Современ. электро-металлургия. – 2005. – № 2. – С.3—8.

8. Исследование качества крупногабаритной обечайки из360-тонного слитка стали 15Х2НМФА для атомного реак-тора / В.А.Дурынин, Т.И. Титова, Г.П. Матвеев,С.Ю. Баландин // Электрометаллургия. – 2003. –№ 8. – С. 45—48.

Рис. 5. Качественные и энергетические параметры процесса ЭШН ЖМ при увеличении диаметра полых слитков в процессе ЭШНЖМ: а – время пребывания металла в двухфазной зоне; б – градиент температур; в – расстояние между вторичными осямидендритов; г – параметр Балантайна A; д – производительность процесса ЭШН ЖМ; е – мощность P процесса ЭШН ЖМ;d – диаметр слитка

6

9. Новый технологический процесс получения сверхкрупныхстальных слитков способом ЭШН ЖМ / Б.Е. Патон,Л.Б. Медовар, В.Я. Саенко и др. // Современ. электро-металлургия. – 2007. – № 1. – С.3—7.

10. Пат. 94333 Україна МПК В22D 19/16;C22B 9/18; B23K25/00;C23C 6/00. Спосіб виготовлення великотоннажного

металевого зливка / Л.Б. Медовар, Г.П. Стовпченко,В.Я. Саєнко та ін. – Опубл. 26.04.2011; Бюл. № 8.

11. Полішко Г.О. Особливості укрупнення зливків послідов-ним кільцевим електрошлаковим наплавленням: Автореф.дис. ... канд. техн. наук. – Киев, 2011. – 19 с.

Manufacture of thick-walled bodies of reactors for nuclear power engineering and oil-refining industry is based on themethods of forging, expansion, stamping and characterized by a long working cycle, significant labor consumption, largeconsumption of body alloyed metal and welding consumables, a unique forge-pressing, rolling, stamping and weldingequipment is required for its realization. To manufacture bodies, both forge-welded and also stamp-welded ones, theingots of 100...200 t mass and more are required. The new opportunities for producing hollow high-quality billets forreactor bodies are open due to technological process, developed at the E.O. Paton Electric Welding Institute of theNAS of Ukraine, for producing large ingots by the method of a circumferential electroslag surfacing with liquid metal(ESS LM) of one or more layers on central ingot, which can be both of solid section and hollow. In formation of thedeposited layer of the large hollow ingot, the technological condition of ESS LM is selected so that to provide theminimum and uniform melting of the central hollow billet (pipe). Results of modeling of process of manufacture oflarge hollow ingots of high-alloy steel AISI of 316 type using the method of circumferential ESS LM are presented.Mathematical modeling showed that it is possible to produce not only solid, but also hollow ingots by the circumferentialsurfacing of metal layers. The number of layers being deposited depends on sizes and mass of the ingots. Metallographicexaminations on model ingots confirmed the high structural and chemical homogeneity of the metal fusion zone. Here,the ESS LM allows producing hollow ingots both of similar chemical composition and also heterogeneous ones, Ref. 11,Figs. 5.

K e y w o r d s : ESS LM; power machine building; petrochemical machine building; reactor body; mathematicalmodeling; hollow ingot; high-alloy steel; model ingot; fusion zone

Поступила 24.12.2012

7

УДК 669.187.56.002.2

ИЗГОТОВЛЕНИЕ РАСХОДУЕМЫХ ЭЛЕКТРОДОВДЛЯ МАГНИТОУПРАВЛЯЕМОЙ

ЭЛЕКТРОШЛАКОВОЙ ПЛАВКИ ТИТАНА

И.В. Протоковилов, Д.А. Петров, В.Б. Порохонько, Л.М. БабичИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАН Украины.

03680, г. Киев, ул. Боженко 11. E-mail: office@paton.kiev.ua

Разработаны оснастка и режимы прессования расходуемых электродов, используемых для получения титановыхслитков способом магнитоуправляемой электрошлаковой плавки. Прессование исходных шихтовых компонентов ввиде губчатого титана и легирующих добавок осуществляется на гидравлическом прессе в конусную проходнуюматрицу с получением цилиндрических электродов требуемой длины. Удельное усилие прессования составляет2,8...3,6 т/см2, плотность полученных из губчатого титана электродов – 3,4...3,8 г/см2. Предложен новый способприварки инвентарной головки к расходуемому электроду, не требующий использования дополнительного свароч-ного оборудования и оснастки. Способ основан на нагреве свариваемых поверхностей электрическим током, пита-емым от трансформатора электрошлаковой печи, их оплавлении электрической дугой и последующей осадке. Ука-занные операции осуществляются в камере электрошлаковой печи в условиях форвакуума. Разработанные техно-логические процессы обеспечивают получение электродов заданного химического состава с равномерным распреде-лением легирующих добавок, выдерживающих механические, тепловые и электрические нагрузки в процессе маг-нитоуправляемой электрошлаковой плавки. Снижение трудоемкости изготовления электродов повышает эффектив-ность применения указанного способа для получения слитков титановых сплавов. Библиогр. 15, ил. 4.

Ключ е вы е с л о в а : титан губчатый; прессование; расходуемый электрод; магнитоуправляемая электрошла-ковая плавка; инвентарная головка; контактная сварка; камерная печь ЭШП

Исходными шихтовыми материалами при произ-водстве титановых сплавов являются губчатый ти-тан и легирующие добавки [1, 2]. Современные спо-собы специальной металлургии, использующие не-зависимые источники нагрева (электронные пушки,плазмотроны, высокочастотные магнитные поля,токоподводящие кристаллизаторы и др.) позволя-ют получать титановые слитки непосредственно изнекомпактной шихты [3—6]. Однако значительнаяразница в значениях плотности, температур плавле-ния, формы и размеров шихтовых компонентов, атакже особенности плавления губчатого титана, ха-рактеризующегося бурным газовыделением и раз-брызгиванием, затрудняют получение титановыхсплавов, особенно высоколегированных, непосред-ственно из некомпактной шихты. В связи с этимбольшинство технологических процессов производ-ства слитков первого переплава предусматриваюткомпактирование кусковой шихты с получениемрасходуемых электродов (заготовок, брикетов), ко-торые затем переплавляют в вакуумно-дуговых,электронно-лучевых, электрошлаковых, плазмен-но-дуговых и других печах [1, 2, 7—10]. При этомдозированное равномерное распределение легирую-щих компонентов в расходуемом электроде являет-

ся залогом получения однородных по химическомусоставу слитков.

В настоящее время для производства расходуемыхэлектродов используют различные способы, ос-нованные на процессах спекания шихты, холодногои горячего прессования на гидравлических прессах,прессования взрывом, изостатического прессованияи др. [1, 2, 10—13]. Наибольшее распространениеполучил способ прессования электродов на гидрав-лических прессах в глуходонную или проходнуюпресс-формы (матрицы) [1]. В первом случае полу-чают отдельные цилиндрические блоки относительнонебольшой высоты, которые затем сваривают междусобой в длинномерную заготовку. Во втором, прессо-вание осуществляется полунепрерывно с получениемэлектродов необходимой длины.

Основными преимуществами прессования элек-тродов в проходную матрицу являются высокаяпроизводительность процесса (в 4...5 раз выше, чемпри прессовании в глуходонную матрицу), возмож-ность получения электродов требуемой длины иисключение необходимости дополнительной трудо-емкой операции сварки блоков между собой.

В ИЭС им. Е.О. Патона разработана оснасткаи освоена технология прессования электродов из

© И.В. ПРОТОКОВИЛОВ, Д.А. ПЕТРОВ, В.Б. ПОРОХОНЬКО, Л.М. БАБИЧ, 2013

8

губчатого титана диаметром 35, 45, 75, 100 мм, ис-пользуемых при магнитоуправляемой электрошла-ковой плавке (МЭП) титановых сплавов [14].

Прессование осуществляют на гидравлическомпрессе в конусную проходную матрицу (рис. 1).Перед началом процесса в нижней части матрицыустанавливают заглушку, позволяющую спрессо-вать первые порции шихты. Затем заглушку уда-ляют и дальнейшее прессование осуществляют напроход. Усредненные шихтовые компоненты рас-четного состава подают в приемную воронку и далеев цилиндрическую часть матрицы. Пуансон опу-скают и по мере его продвижения происходит уп-лотнение, деформация и сцепление шихтовых ком-понентов. После достижения максимальных уси-лий прессования происходит перемещение спрес-сованной массы в матрице вместе с ранее от-прессованными порциями. Далее пуансон под-нимают, засыпают очередную порцию шихты ицикл прессования повторяют. Рабочая поверх-ность пуансона имеет специальную форму, обес-печивающую плотное сцепление отдельных пор-ций шихты между собой. После достижения не-обходимой длины электрода в матрице уста-навливают прокладки, способствующие его от-делению от следующих порций спрессованнойшихты. При необходимости в состав шихты вво-

дят флюс, обеспечивающий пополнение шлаковойванны при переплаве электрода.

Разработанный технологический процесс позво-ляет получать электроды заданного химическогосостава с равномерным распределением легирую-щих добавок по их сечению и высоте, выдерживаю-щие механические, тепловые и электрические на-грузки в процессе МЭП (рис. 2). Максимальноеудельное усилие прессования достигает 2,8......3,6 т/см2. Плотность электродов, полученных изгубчатого титана, составляет 3,4...3,8 г/см2 (75......85 % теоретической), удельное электросопротив-ление – 3,8...4,2⋅10—4 Ом⋅см, прочность на раз-рыв – 3...8 МПа.

С увеличением диаметра электрода требуется су-щественно увеличивать усилие прессования и, со-ответственно, мощность используемого прессовогооборудования. Поэтому при плавке слитков боль-шого диаметра целесообразно использовать состав-ной электрод, собранный в пучок из электродовменьшего диаметра.

Следующим этапом подготовки электрода кплавке является приварка инвентарной головки,при помощи которой осуществляется его креплениек механизму вертикального перемещения. Инвен-тарные головки изготовляют из технического тита-на или сплава, аналогичного переплавляемомуэлектроду. Для их крепления к электроду можно

Рис. 1. Схема процесса прессования электродов: 1 – пуансон;2 – приемная воронка; 3 – шихта; 4 – конусная проходнаяматрица; 5 – электрод

Рис. 2. Внешний вид прессованных электродов диаметром 75 мм (а) и макротемплет поперечного сечения электрода (б)

Рис.3. Внешний вид сварных соединений инвентарной головкии прессованного электрода, выполненных аргонодуговой (а) иконтактной (б) сваркой

9

использовать аргонодуговую сварку, обеспечиваю-щую необходимые прочность и электропроводностьсварного соединения (рис. 3, а). Однако данныйпроцесс требует применения дополнительного сва-рочного оборудования и специальной оснастки дляполучения строгой соосности электрода и головки.

При вакуумно-дуговом переплаве титана ис-пользуют эффективный способ приварки инвентар-ной головки, основанный на нагреве и оплавлениисвариваемых поверхностей электрической дугой споследующей осадкой [1]. Процесс осуществляютв камере вакуумно-дуговой печи, что не требует ис-пользования дополнительного оборудования.

Реализация данного способа применительно кпроцессу МЭП связана с определенными труднос-тями, обусловленными характеристиками электро-шлаковых источников питания. В отличие от вы-прямителей вакуумно-дуговых печей, рассчитан-ных на работу в дуговом режиме, трансформаторыдля электрошлаковых печей имеют жесткую вольт-амперную характеристику, не позволяющую полу-чать стабильную электрическую дугу. Соответст-венно, не удается достичь равномерного нагрева иоплавления свариваемых поверхностей, а такжеудовлетворительного сварного соединения электро-да с головкой.

В связи с этим с целью повышения эффектив-ности процесса МЭП титановых сплавов разработанспособ контактной приварки инвентарной головкис использованием стандартного электрошлаковогооборудования непосредственно в камере электро-шлаковой печи, суть которого заключается в сле-дующем. Расходуемый электрод устанавливают впечи, центрируют и фиксируют в кристаллизаторепри помощи специальных клиньев и втулки(рис. 4). Последняя обеспечивает плотный элек-трический контакт между электродом и поддоном.Затем на свариваемую поверхность электрода нано-сят токопроводящий слой, представляющий собой

усредненную в миксере смесь фтористого кальцияи 45...55 мас. % порошка титана. Инвентарную го-ловку устанавливают на штоке и опускают до плот-ного контакта с расходуемым электродом (рис. 4, I).Затем печь герметизируют и откачивают воздух. Подостижении давления в печи 4,0...6,7 Па (3...5⋅10—2

мм рт. ст.), на электрод подают напряжение5...7 В, обеспечивающее электрический ток в цепи5000...7000 А (в случае прессованных электродовдиаметром 75 мм и длиной 700 мм). Прослойка изсмеси фторида кальция и титанового порошка обес-печивает высокое контактное сопротивление и быс-трый равномерный нагрев свариваемых поверхнос-тей до значений температуры 700...900 °С. Посленезначительной выдержки (10...20 с) электрод под-нимают на 5...10 мм, одновременно повышая напря-жение до 18...24 В, что приводит к образованиюнепродолжительного электрического разряда, оп-лавляющего свариваемые поверхности (рис. 4, II).Затем отключают напряжение и опускают шток,осуществляя осадку и сварку деталей (рис. 4, III).Указанные процессы выполняют в вакууме, чтоисключает насыщение металла сварного соединенияи нагретых до высоких температур участков элек-трода атмосферными газами. После приварки ин-вентарной головки при необходимости осуществля-ют процесс дегазации губчатого электрода [15].

Разработанный способ приварки инвентарной го-ловки к расходуемому электроду обеспечивает их со-осность и позволяет получать сварное соединение,удовлетворяющее по механическим свойствам и элек-тропроводности требованиям МЭП (рис. 3, б). Важ-ное преимущество данного процесса заключается вотсутствии необходимости использования дополни-тельного оборудования и оснастки, в результате че-го снижается трудоемкость и затраты на изготов-ление расходуемых электродов.

Рис. 4. Схема приварки инвентарной головки к расходуемому электроду (I – нагрев соединяемых поверхностей проходящимтоком; II – оплавление поверхностей электрической дугой; III – осадка): 1 – шток вертикального перемещения электрода; 2 –инвентарная головка; 3 – токопроводящая прослойка; 4 – расходуемый электрод; 5, 6 – соответственно центрирующие клиньяи втулка; 7 – электрическая дуга; 8 – сварное соединение

10

Выводы

1. В ИЭС им. Е.О. Патона освоен технологическийпроцесс изготовления расходуемых электродов дляМЭП титановых сплавов: разработана и изготовле-на оснастка для прессования электродов диаметром35, 45, 75, 100 мм в конусную проходную матрицу;разработаны техника и режимы прессования элек-тродов из губчатого титана и легирующих добавок;разработан способ контактной приварки инвентар-ной головки. Указанные процессы позволяют полу-чать прессованные электроды заданного химичес-кого состава с равномерным распределением леги-рующих добавок, выдерживающие механические,тепловые и электрические нагрузки в процессеМЭП.

2. Снижение трудоемкости изготовления электро-дов повышает эффективность применения способаМЭП для получения слитков титановых сплавов.

1. Плавка и литье титановых сплавов / А.Л. Андреев,Н.Ф. Аношкин, К.М. Борзецовская и др. – М.: Метал-лургия, 1978. – 384 с.

2. Металлургия титана / В.А. Гармата, Б.С. Гуляницкий,В.Ю. Крамник и др. – М.: Металлургия, 1968. – 643 с.

3. Электронно-лучевая плавка недробленых блоков губчато-го титана / Н.П. Тригуб, С.В. Ахонин, Г.В. Жук идр. // Современ. электрометаллургия. – 2006. –№ 4. – С. 6—9.

4. Реконструкция плазменно-дуговой печи УП-100 для вы-плавки титановых слитков из некомпактной титановойшихты / Ю.В. Латаш, В.С. Константинов, В.В. Тэлини др. // Пробл. спец. электрометаллургии. – 1990. –№ 1. – С. 66—72.

5. Индукционная плавка металлов – возможности и перс-пективы применения в специальной электрометаллур-гии / И.В. Шейко, Ю.В. Латаш, В.С. Константинов,В.В. Степаненко // Пробл. спец. электрометаллур-гии. – 1994. – №3—4. – С.65—69.

6. ESR for titanium: yesterday, today, tomorrow / B.E. Paton,B.I. Medovar, M.G. Ben. et al. // Proc. of 9-th World сonf.on Titanium. (St. Petersburg, Russia, June 7—11, 1999). –St. Petersburg, 1999. – P. 175—181.

7. Исследование состава газовой фазы при плазменно-дуго-вой плавке титана из прессованной заготовки /М.Л. Жадкевич, В.А. Шаповалов, В.В. Тэлин и др. //Современ. электрометаллургия. – 2004. – № 4. –С. 24—28.

8. Дереча А.Я., Собко-Нестерук О.Е., Сухин С.А.Производство титановых слитков и слябов способом ЭЛПна установках, разработанных в МК «Антарес» // Тамже. – 2010. – № 1. – С. 15—19.

9. Рябцев А.Д., Троянский А.А. Электрошлаковый переплавметаллов и сплавов под флюсами с активными добавкамив печах камерного типа // Электрометаллургия. –2005. – № 4. – С. 25—32.

10. Переплав губчатых титановых расходуемых электродовспособами ЭШП и ДШП / Б.Е. Патон, Б.И. Медовар,В.Я. Саенко и др. // Пробл. спец. электрометал-лургии. – 1994. – № 3—4. – С.7—11.

11. Анализ технологических схем изготовления прессованнойзаготовки из некомпактной шихты для получения слиткатитана первого переплава / Ю.В. Латаш, В.Н. Замков,В.С. Константинов и др. // Пробл. спец. электрометал-лургии. – 1998. – № 2. – С. 35—39.

12. Получение расходуемых электродов компактированиемтитановой губки под током / М.Л. Жадкевич, В.А. Ша-повалов, В.С. Константинов и др. // Современ. электро-металлургия. – 2005. – № 3. – С. 64—67.

13. Ивченко З.А., Лунев В.В. Изготовление и использованиепрессованных титановых брикетов // Нові матеріали ітехнології в металургії та машинобудуванні. – 2010. –№ 1. – С. 90—92.

14. Компан Я.Ю., Протоковилов И.В. Некоторые техно-логические аспекты магнитоуправляемой электрошлаковойплавки (МЭП) титановых сплавов // Материалы меж-дунар. науч.-техн. конф. «Специальная металлургия:вчера, сегодня, завтра» (8—9 окт. 2002 г., Киев). – Киев,2002. – С. 256—262.

15. Протоковилов И.В. Дегазация электрода, спрессованногоиз губчатого титана в процессе вакуумирования камернойпечи ЭШП // Современ. электрометаллургия. –2012. – № 1. – С. 12—15.

Developed are the equipment and conditions of pressing the consumable electrodes, used for producing titanium alloysby the method of magnetically-controlled electroslag melting. The pressing of initial charge components in the form ofa spongy titanium and alloying additions is realized in a hydraulic press into a conical through-type matrix, producingcylindrical electrodes of a required length. The specific pressure force is 2.8—3.6 t/cm2, density of electrodes, producedof titanium spongy, is 3.4—3.8 g/cm2. The new method was offered for welding-on of an inventory head to the consumableelectrode, not requiring application of additional welding equipment and fixture. The method is based on heating ofsurfaces being welded by electric current, supplied from electroslag furnace transformer, their fusion by electric arc andnext upsetting. The mentioned operations are realized in the electroslag furnace chamber under forevacuum conditions.The developed technological processes provide producing electrodes of a preset chemical composition with uniformdistribution of alloying additions, withstanding mechanical, thermal and electrical loads during the process of magne-tically-controlled electroslag melting. Reduction of labor consumption in manufacture of electrodes increases the efficiencyof application of the mentioned method for producing ingots of titanium alloys. Ref. 15, Figs. 4.

K e y w o r d s : spongy titanium; pressing; consumable electrodes; magnetically-controlled electroslag melting; in-ventory head; welding; chamber-type ESR furnace

Поступила 24.04.2013

11

УДК 669.117.56

ЭШП И СОВРЕМЕННЫЕ ПОДХОДЫ К УПРАВЛЕНИЮЗАТВЕРДЕВАНИЕМ КРУПНОГО КУЗНЕЧНОГО СЛИТКА

Л.Б. Медовар1, А.П. Стовпченко1, А.Н. Головачев2, Б.Б. Федоровский3

1Институт электросварки им. Е.О. Патона НАН Украины.03680, г. Киев, ул. Боженко 11. E-mail: office@paton.kiev.ua

2Национальная металлургическая академия Украины.49600, г. Днепропетровск, пр. Гагарина. E-mail: golar@yandex.ru

3Элмет-Рол. 03150, г. Киев, а.я. 259. E-mail: elmetR@ukr.net

Обсуждены современные представления о некоторых феноменах затвердевания слитка и способах улучшения егокачества. Проведено сопоставление устоявшихся теоретических представлений о затвердевании слитка и указаныимеющиеся ограничения описания всех видов сегрегации, проявляющихся при затвердевании слитков. Проанали-зированы различные технологические приемы воздействия на затвердевающий слиток путем изменения геометриислитка и без него. Показано влияние изменения отношения высоты слитка к его диаметру на проявление тех илииных видов неоднородности. Рассмотрены возможности изменения перегрева затвердевающего металла над ликви-дусом. Выполнено сравнение преимуществ новейших электрошлаковых технологий управления затвердеваниемслитка в результате изменения его геометрии при укрупнении и без изменения геометрии в процессе электрошла-кового переплава (ЭШП) по двухконтурной схеме. Рассмотрены перспективы применения ЭШП при производствекрупных кузнечных слитков особо высокого качества. Библиогр. 16, ил. 5.

Ключ е вы е с л о в а : крупный кузнечный слиток; кристаллизация; затвердевание; ликвация; структура;ЭШП; ЭШП ЖМ; слиток-матрешка

Получить абсолютно однородный слиток из сталиили сплава невозможно. Природа процесса крис-таллизации многофазных сплавов такова, что с уве-личением массы кристаллизующегося слитка разви-тие ликвационных дефектов усиливается, а эффек-тивность улучшения структуры при помощи дефор-мационных и диффузионных типов обработкиуменьшается.

С каждым новым витком развития тяжелого иэнергетического машиностроения проблема получе-ния качественного слитка обостряется, посколькупотребители нуждаются во все более тяжелых по-ковках из легированных сталей и сплавов. Сейчасмы как раз находимся на очередном этапе увеличе-ния массы слитка и повышения требований к егокачеству: уже освоено производство слитков массой670 т, а следующим шагом станет освоение 700-тон-ного слитка [1]. Однако только несколько больше20...25 % исходного слитка используется в конечнойпродукции. Поэтому актуальность разработки эф-фективных технических и технологических реше-ний для улучшения качества кузнечного слитка иповышения выхода годного усиливается, что требу-ет углубленного понимания механизма процессов,происходящих при кристаллизации, в частностивозникновения структурной и химической неодно-родности.

Теоретический анализ причин возникновения лик-вационной неоднородности. Любая кристаллиза-ция – неравновесный процесс, поскольку непре-менным условием его протекания является непре-рывный отвод тепла системы в окружающую среду.Большинство исследователей придерживаются мне-ния о несоблюдении условий равновесия при крис-таллизации, а рост твердой фазы, особенно крис-талла, из расплава начинается только при переох-лаждении жидкости [2—7]. Преохлаждение связы-вают чаще всего с энергетическими трудностями об-разования зародышей. В то же время при рассмот-рении процесса кристаллизации металлов и сплавовобычно используют представления о локальномравновесии на фронте кристаллизации.

Затвердевание сплавов (систем состоящих издвух или более компонентов) сопровождается до-полнительными эффектами, усложняющими уста-новление равновесия. Так, помимо тепловых пото-ков в системе, возникают сопряженные с ними по-токи вещества, обусловленные диффузионнымипроцессами перераспределения компонентов. Усло-вие минимума свободной энергии сплава и связан-ное с ним условие равенства химических потенциа-лов компонентов в твердой и жидкой фазах (дляполучения сплава, близкого к равновесному) опре-деляют непрерывное изменение составов сосущест-вующих фаз сплава при понижении температуры.

© Л.Б. МЕДОВАР, А.П. СТОВПЧЕНКО, А.Н. ГОЛОВАЧЕВ, Б.Б. ФЕДОРОВСКИЙ, 2013

12

При каждой температуре интервала затвердеваниясплава кристаллизующаяся твердая и контактирую-щая с ней жидкая фаза имеют различный состав,что иллюстрируют диаграммы состояния металли-ческих систем. Кроме того, кинетические условияпротекания процесса кристаллизации могут вызы-вать неравновесные изменения температурного ин-тервала затвердевания, отражаемые обычно линия-ми неравновесного ликвидуса и солидуса (темпера-тур начала и конца кристаллизации) сплава.

Предположение о том, что фактические и равно-весные температуры на границе раздела твердой ижидкой фаз при кристаллизации могут отличаться,впервые сделано в работах [2, 3]. Существуют двавозможных варианта распределения второго ком-понента между твердой и жидкой фазой: раствори-мость в жидкой выше, чем в твердой (k = Ств/С0 << 1) или растворимость второго компонента в твер-дом сплаве выше, чем в жидкости (k = Ств/С0 >> 1). Однако в обоих случаях фактические и рав-новесные температуры кристаллизации отличают-ся, а температура ликвидус жидкой остаточной фа-зы понижается независимо от характера измененияконцентрации второго компонента перед фронтомкристаллизации

Эту особенность процесса кристаллизации спла-вов в разных литературных источниках обозначаюттермином переохлаждение, дополненным определе-ниями диффузионное [2], конституционное/кон-ституциональное [3—5, 7], концентрационное [8].Обычно в качестве иллюстрации этого понятия при-водят схемы как на рис. 1. Заштрихованная областьхарактеризует переохлаждение, связанное с пере-распределением примеси [2—4].

В то же время возникает ряд вопросов, ответы накоторые данная диаграмма не дает. Как следует изнее, переохлаждение на межфазной границе равнонулю, что соответствует условиям равновесия и, сле-довательно, отсутствию процесса кристаллизации.

Трудно объяснить физический смысл темпера-турной линии AB (гипотетического начала кристал-лизации), так как она не характеризует ни мгно-венное распределение температур по сечению, ниизменение температуры в точке расплава во време-

ни. Не вполне корректен ход кривой фактическойтемпературы в расплаве, поскольку в обычных ус-ловиях такой крутой градиент обеспечить довольносложно. Все указанные недостатки схем связаны супрощениями описания процесса, принятыми авто-рами для наглядности.

На наш взгляд, это приводит к неверным выво-дам о возникновении концентрационного переох-лаждения. Общепринятое определение понятия пе-реохлаждение может быть сформулировано как по-ложительная разность равновесной температурыначала кристаллизации и достигнутой при даннойскорости охлаждения (до появления твердой фазы)фактической температуры начала кристаллизации,а также связанное с этим метастабильное состояниежидкости [4, 5, 9].

Подробное рассмотрение позиций авторов в ра-ботах [2—6] показывает, что явление, называемоеконцентрационным переохлаждением, проявляетсяв снижении фактической температуры начала за-твердевания жидкости перед фронтом кристалли-зации, по сравнению с равновесной температуройликвидус диаграммы состояния сплава из-за диф-фузионного фазового перераспределения компо-нентов. Так, в работе [10] указывается, что еслиследить за какой-то определенной точкой жидкостиво времени, то соответствующая ей фигуративнаяточка при приближении фронта кристаллизации бу-дет пересекать линию ликвидус, т.е. фактическиконцентрационное переохлаждение возникает вслед-ствие обычного термического охлаждения элементаобъема. Жидкость переохлаждается из-за прибли-жения холодного фронта кристаллизации [10].

Более правильно отражающим суть явления сле-дует признать термин, предложенный в работе [8].Поскольку происходит уменьшение разности дейст-вительной температуры начала кристаллизации(из-за сегрегации компонентов) и складывающейсяперед фронтом кристаллизации фактической (обус-ловливаемой условиями теплоотвода) отмечаетсяконцентрационная депрессия (снижение) переох-лаждения.

Как показано на рис. 1, б, скрытая теплота крис-таллизации требует дополнительного отбора тепла

Рис. 1. Схема возникновения концентрационного переохлаждения, приведенная в следующих работах: а – [2—4 ]; б – [8]; в –[7]; C∞ – концентрация примеси в твердом состоянии и на бесконечном отдалении от фронта кристаллизации (аналог Сисх); Tн.з –температура начала затвердевания; Tm – точка плавления

13

от границы и может уменьшать степень переохлаж-дения расплава в приграничной зоне.

В одной из последних работ по теории затверде-вания [7] описывается концентрационное переох-лаждение (рис. 1, в). При фиксированной темпе-ратуре поверхности Т0 на поверхности раздела кон-центрация равна Сs, причем для твердой фазы онасоставляет C∞, а для жидкой – СL, определяемойкак C∞/k, где k – коэффициент сегрегации. Пос-кольку ширина межфазной поверхности стремитсяк нулю, то точки D и E совпадают физически ипоэтому отмечается скачок концентрации через по-верхность взаимодействия из-за оттеснения приме-си, что ведет к понижению характеристической тем-пературы кристаллизации жидкости нового составаниже температуры ликвидус (рис. 1, в) [7].

В работе [7] показано, что это снижение темпе-ратуры кристаллизации является конституциональ-ным переохлаждением, которое вместе с капилляр-ным и кинетическим на поверхности раздела можетбыть описано уравнением Гиббса—Томпсона.

С учетом кривизны линий ликвидус и солидуслинейная форма представления изменения концен-трации может быть заменена функцией измененияконцентрации (линией ликвидус) более общего ви-да. Переохлаждение за счет поверхностной энергиив этом уравнении имеет тот же вид, что и для чистыхметаллов.

Следует отметить, что эффекты межфазного пе-рераспределения компонентов проявляются, с од-ной стороны, именно благодаря неравновесному ха-рактеру кристаллизации, а с другой, их уменьшениеи исключение возможно путем создания сверхне-равновесных условий, когда фиксируется исход-ный состав (а иногда и структура) жидкого распла-ва – бездиффузионное затвердевание. Исключимпредельные скорости кристаллизации vкр → 0 (рав-новесие) и vкр → ∞ (образование аморфных и нано-структур). Наиболее распространенным в метал-

лургической практике является вариант, когда ско-рость кристаллизации конечна, но существенно вы-ше скорости диффузии как в твердой (зона I), таки жидкой фазах. В этом случае вблизи границыраздела фаз (зона II) будет скапливаться примесь,что и происходит на практике.

Удаленные от фронта кристаллизации объемыжидкости (зона III) имеют исходный состав и болеевысокую температуру начала кристаллизации. Сле-довательно, в этих слоях при достаточном теплоот-воде могут создаваться условия для гомогенногообразования и роста отдельных кристаллов (рис. 2).В то же время диффузия в жидкой фазе происходитзначительно быстрее, чем в твердой, и в реальныхслитках ликваты, вытесненные быстро продвигаю-щимся дендритным фронтом, должны ассимилиро-ваться объемом жидкого остатка. Следовательно,температура начала кристаллизации центральногообъема слитка понизится и потребуется большийотбор тепла.

Установлено, что подобное накопление примесивблизи межфазной границы с образованием рас-плава, имеющего пониженную температуру началакристаллизации, меняет ее характер. Так, можетпроисходить временная остановка или задержкапродвижения плоского фронта кристаллизации,связанная с необходимостью создания дополнитель-ного термического переохлаждения расплава этогосостава, или изменение формы фронта кристалли-зации на ячеистый и дендритный.

В рассматриваемом варианте это означает, что впределах диффузионного слоя, где переохлажде-ние минимально (ввиду снижения переохлажденияиз-за сегрегации примесей) вероятность зарожде-ния кристаллов мала, в то время как рост уже су-ществующих кристаллов (особенно вершин дендри-тов) может продолжаться.

Путем изменения условий тепло- и массообмена,а также гидродинамики движения расплава за счетприменения внешних воздействий в значительноймере можно управлять формированием структурыреального стального слитка. Следует учитывать, чтоплоский фронт кристаллизации в реальных условияхреализуется редко. Кроме того, на поверхности фор-мы всегда присутствуют шероховатости, которые ста-новятся центрами кристаллизации, а затем преиму-щественного роста кристалла. Вершина образовав-шегося кристалла имеет наиболее благоприятныеусловия роста, поскольку оттесняет примеси в объемокружающей жидкости. Длительное существованиежидкости в междендритных пространствах (сущест-вование твердо-жидкой зоны) является еще однимподтверждением снижения переохлаждения расплавапри накоплении примеси.

Накопление примеси вблизи межфазной грани-цы с образованием расплава с пониженной темпера-турой начала кристаллизации, тормозящее ее, мо-жет быть преодолено либо вследствие дополнитель-ного термического переохлаждения расплава, либопутем перемешивания с расплавом, содержащим

Рис. 2. Мгновенное распределение равновесных температур на-чала затвердевания в кристаллизующемся объеме сплава (непре-рывная линия – реальное распределение температуры расплавапо радиусу)

14

примеси. Последнее реализуется, например, в тех-нологии электрошлакового переплава, преимущес-тва которой при обеспечении качества крупногослитка обсуждаются далее.

Возможности управления затвердеванием приформировании крупного слитка. Основные усилиятехнологов всегда были направлены на уменьшениеперегрева при разливке стали, а также объема жид-кометаллической ванны и двухфазной зоны в за-твердевающем слитке. Десятилетиями во всем мирепытались усовершенствовать технологию отливкикрупных кузнечных слитков, используя продувкуметалла в изложнице инертным газом, перемеши-вание, захолаживание внутренними холодильника-ми (как объемными, так и мелкодисперсными,вплоть до порошков) и другие способы внешнихвоздействий. Однако получаемые результаты былинестабильными, особенно при отливке крупныхслитков.

В настоящее время в промышленности работаюттри основные технологии получения крупных куз-нечных слитков – отливка в изложницу, электро-шлаковый переплав и электрошлаковая подпитка.Отливка слитков в изложницу практически доведе-на до совершенства, поэтому серьезных усовершен-ствований технологии, видимо, не предвидится, каки в ситуации со способами электрошлаковой под-питки слитков, среди которых наилучшие результатыпоказывает технология BEST фирмы «Bo

..hler».

Так, подпитка кузнечных слитков BEST высо-кохромистой стали массой 50...70 т на фирме «Bo

..h-

ler» обеспечивает такое качество поковок роторовпаровых турбин на рабочие температуры до 650 °С,которое другие производители достигают толькопри ЭШП [11].

В технологии ЭШП в последнее время появи-лось несколько усовершенствований, которые, понашему мнению, позволяют лучше управлять за-твердеванием крупных кузнечных слитков. Следу-ет отметить, что возможность управлять затверде-ванием при ЭШП и достигать повышения качестваслитков возникла благодаря применению токопод-водящего кристаллизатора, предложенного в ИЭСим. Е.О. Патона в 1970-е гг. (рис. 3) [12, 13].

Рассмотрим воздействие некоторых факторов впроцессе кристаллизации, их влияние на структурукрупного слитка и выход годного, качество круп-ного слитка, а также возможность управления эти-ми факторами при ЭШП и разливке стали в из-ложницу.

Влияние геометрии слитка. Размеры слитка, отно-шение его высоты к диаметру варьируют в опреде-ленных пределах, поэтому их влияние на качествослитка известно. Так, при отношении высоты слит-ка Н к его диаметру D в пределах 1,5...2,5 можноожидать, что затвердевание в горизонтальном ивертикальном направлениях достигнет верха слиткаи его оси одновременно. В случае уменьшения отно-шения диаметра к высоте слитка до менее 1,5 пре-

обладает затвердевание в вертикальном направле-нии, при этом уменьшаются усадочные дефекты, ноусиливается A-сегрегация. При увеличении этогоотношения до трех затвердевание в горизонтальномнаправлении опережает таковое в вертикальном,увеличивается рыхлость, уменьшается химическаянеоднородность и А-сегрегация.

У слитков ЭШП отношение Н/D может значи-тельно превышать число три, что обеспечивает сок-ращение доли головной и донной обрези. Напри-мер, при массовом производстве высококачествен-ных слитков ЭШП размерами 1000(4000......6000) мм неизбежная в обычном слитке осеваярыхлость отсутствует за счет постоянного обновле-ния ванны жидкого металла и подпитки затверде-вающего слитка.

Идея изменения геометрии слитка для улучше-ния условий его формирования путем разделенияцелого слитка на малые объемы не нова. Попыткиреализовать ее при отливке слитка в изложницуописаны в работе [14]. Получены отдельные поло-жительные результаты, но в промышленности онине нашли широкого применения, как и идея после-довательной отливки слитка-матрешки (малый сли-ток вставляется в большую изложницу и затем от-ливается больший слиток и т.д.). Такого рода по-пытки предпринимали и в специальной электроме-таллургии.

В процессе MHKW [15] эту идею осуществлялипо-другому. Отливали большой кузнечный слиток,трепанировали его и центральную часть (поражен-ную сегрегацией) удаляли, оставшийся полый сли-ток использовали как кристаллизатор, в нем про-водили ЭШП, заплавляя центральный объем слит-ка металлом переплавляемого расходуемого элек-трода. В силу ряда причин, включая растягивающиенапряжения оболочки составного слитка-матрешки,процесс MHKW также не прижился в промышлен-ности. Исследования в этом направлении продол-жаются и основываются на применении способаэлектрошлаковой наплавки жидким металлом дляукрупнения слитка [16]. Схематически этот способполучения крупного кузнечного слитка представленна рис. 4.

Наплавку на центральный слиток можно произ-водить без снятия с печи или (для получения до-полнительного улучшения свойств) с переворотомвверх дном (паркетное расположение дендритов ос-

Рис. 3. Модель токоведущего кристаллизатора 3-D диаметром3200 мм

15

новного и наплавленного слоя). Результаты мате-матического моделирования этого процесса приве-дены в работе [16]. Рассмотренный при моделиро-вании вариант укрупнения слитка показал, что па-раметры состояния металла в двухфазной зоне дляукрупняемого слитка намного лучше, чем в сплош-ном слитке того же диаметра – размеры карбидови расстояния между осями дендритов второго по-рядка в каждом слое (даже в центральной части)существенно ниже.

Многолетняя промышленная эксплуатацияэлектрошлаковой наплавки при производстве вал-ков прокатных станов на НКМЗ (Украина) подт-верждает высокое качество зоны сплавления приэлектрошлаковой наплавке даже в случае исполь-зования разнородных сталей центрального слиткаи наплавленного слоя.

Поскольку из-за двухстадийности укрупнениеслитков способом наплавки априори дороже, чемпри обычном ЭШП, то и применять его целесооб-разно для более дорогих сплавов. Полагаем, чтоукрупнение найдет свое применение прежде всегов производстве крупных кузнечных слитков из су-персплавов, поскольку сегодня максимальный диа-метр таких слитков ограничен 1000 мм из-за обра-зования пятнистой ликвации. Получение качествен-ного слитка из суперсплавов большего диаметраособенно важно в связи с планами перехода нарабочие температуры пара 700...750 °С в тепловойэнергетике.

Уменьшение объема ванны жидкого металла (безизменения геометрии слитка). Следует отметить,что при формировании крупного слитка длитель-ность разливки значительно меньше продолжитель-ности затвердевания, поэтому ванна жидкого ме-талла не намного меньше объема формы. Затверде-вание происходит в течение длительного времени,

а перемешивание ограничивается естественной кон-векцией, из-за чего образование ликвационных иусадочных дефектов неизбежно.

Ускорить кристаллизацию слитка можно, создавусловия для образования равноосных кристаллов.Для этого нужно повысить температуру ликвидусцентрального объема слитка, уменьшив содержаниеликвирующих примесей и углерода. Такой подходреализован в технологиях отливки крупных слит-ков, предусматривающих снижение содержания уг-лерода в каждом последующем разливаемом ковше.Однако и в этом случае образующаяся ванна жид-кого металла несмотря на более благоприятный сточки зрения ускорения кристаллизации составимеет весьма большой размер и ее затвердеваниесопровождается всеми описанными проблемами.

Применение перемешивания двухфазной зоны,с одной стороны, ускоряет затвердевание, с другой,приводит к усилению зональной неоднородности, вчастности шнуровой и пятнистой ликвации. В этихусловиях увеличение диаметра и массы слитка ав-томатически означает ухудшение его металлурги-ческого качества.

Совершенно иначе происходит процесс форми-рования слитка при ЭШП (в любом варианте егореализации). Глубина жидкометаллической ванныпри традиционном ЭШП обычно не превышает ра-диуса слитка, а при новых разновидностях процессас применением токоподводящего кристаллизатора(ЭШП ДС и ЭШП ЖМ) может быть уменьшенаеще существеннее.

Первый способ, который мы хотели бы обсудитьв настоящей статье, – это ЭШП ДС (электрошла-ковый переплав по двухконтурной схеме) [12]. ВЭШП ДС особенно привлекательно применениедвух независимых цепей подачи тока к шлаковойванне, что позволяет варьировать соотношениемощности на электроде и кристаллизаторе. Послед-

Рис. 4. Многостадийный ЭШП ЖМ (электрошлаковый процесс с жидким металлом) для укрупнения слитка: a – первый слиток,выплавленный способом ЭШП ЖМ (может быть получен и традиционным ЭШП); б – слиток с кольцевым наружным слоем,полученным способом ЭШП ЖМ; в – слиток с двумя кольцевыми наружными слоями, полученными аналогично; 1 – миксер-дозатор; 2 – токоподводящий кристаллизатор; 3 – шлаковая ванна; 4 – металлическая ванна; 5 – слиток; 6 – слиток второйстадии; 7 – слиток третьей стадии

16

нее, в свою очередь, дает возможность в широкихпределах изменять производительность переплава(вплоть до остановки формирования слитка без за-мораживания его верхней части). Это означает, чтопри ЭШП ДС (как и при холодноподовых элект-ронно-лучевом и плазменнодуговом переплавах)мощность переплава и его производительностьпрактически независимы, поэтому можно сформи-ровать качественный слиток с весьма небольшойжидкометаллической ванной (рис. 5).

Кроме того, при использовании ЭШП ДС кар-тина конвективных потоков в жидкометаллическойванне существенно изменяется, что требует углуб-ленных исследований. Предстоит выяснить, каковыреальные возможности уменьшения скорости плав-ления расходуемых электродов и пределы уменьше-ния глубины жидкометаллической ванны, допусти-мые с технической точки зрения и рациональные спозиции эффективности.

Процесс ЭШП ДС позволяет существенно сни-зить глубину металлической ванны, что обеспечи-вает формирование слитка с малым развитием лик-вационных процессов. Схема ЭШП ДС обеспечива-ет превосходное управление процессом и стабиль-ную работу печи на различных режимах.

Следует также ожидать, что процесс ЭШП ДСбудет эффективен для получения крупных слитковсталей и сплавов, где наряду с качеством важнывыход годного и экономичность процесса.

Перегрев металла. В электрошлаковых процессахобъем металлической ванны при производствекрупного слитка может быть значительно умень-шен. Однако уменьшение производительности про-цесса приводит к повышению расхода электроэнер-гии, что снижает эффективность. Поэтому, помимоуменьшения глубины ванны, следует снижать пере-

грев металла, создавая условия для ускорения крис-таллизации. Высокий перегрев стали, помимо удли-нения времени затвердевания, способствует общемуогрублению структуры слитка, усилению зональ-ной ликвации, образованию горячих трещин. Крометого, при повышении перегрева увеличивается усад-ка металла в жидком состоянии.

Фактически перегрев – это единственный тех-нологический фактор, который невозможно изме-нить ни при стандартной разливке стали в излож-ницу, ни при классическом ЭШП. В первом случаеперегрев необходим для обеспечения разливаемостибольшой массы металла, во втором, – из-за невоз-можности вести переплав ниже некоторого мини-мального тепловложения.

Значительное снижение перегрева обеспечиваетпроцесс электрошлакового переплава с жидким ме-таллом (ЭШП ЖМ). В этом случае металл подаетсяиз обогреваемого устройства, а путь его до кристал-лизатора невелик. Производительность процессаЭШП ЖМ, в отличие от традиционного ЭШП, опре-деляется не скоростью плавления электрода, а ско-ростью затвердевания слитка. Кроме того, в элек-трошлаковых технологиях с использованием жид-кого металла можно применять шлаки с понижен-ным (на 100...200 °С ниже температуры солидусметалла) температурным интервалом плавления.

Применение таких шлаков способствует умень-шению удельного расхода электроэнергии и тепло-вложения в ходе процесса, что является залогомулучшения структуры формирующегося слитка засчет ускорения затвердевания.

Следовательно, применение жидкого металла впроцессе ЭШП позволяет существенно расширитьвозможности управления затвердеванием и, какследствие, повысить металлургическое качествопроизводимых слитков.

Рис. 5. ЭШП ДС: а – схема (два независимых источника тока): 1 – расходуемый электрод; 2 – ванна жидкого металла; 3 –слиток; 4 – шлаковая ванна; 5—7 – токоподводящий кристаллизатор; б – макроструктура слитка ЭШП ДС диаметром 350 мм

17

Вопросы о граничных пределах массы слитков,изготовляемых тем или иным способом, а также обэкономической эффективности технологий для обо-снования использования этого или того способа тре-буют дополнительной проработки, тем не менееприменение ЭШП становится более эффективнымчем выше масса выплавляемого слитка.

Выводы

1. Для ускорения кристаллизации двух- (много-)компонентного расплава перед фронтом кристалли-зации необходимо дополнительное снижение тем-пературы для преодоления конституциональногопереохлаждения, возникающего из-за накопленияпримесей. Это возможно при создании условий дляобразования равноосных кристаллов, например по-вышение температуры ликвидус стали центрально-го объема слитка, в результате уменьшения содер-жания примесей и углерода. При ЭШП преодоле-ние накопления примесей в центральном объеме(«конституциональное» переохлаждение) происхо-дит автоматически при пополнении жидкометалли-ческой ванны металлом постепенно плавящегосяэлектрода.

2. Новые технологии ЭШП (ЭШП ЖМ, ЭШПДС) дают возможность управлять глубиной жид-кометаллической ванны. Это позволяет снизить сте-пень развития ликвационных процессов при затвер-девании и получить крупные слитки высокого каче-ства из чувствительных к сегрегации сталей и спла-вов. Вопрос о граничной массе слитков и экономи-ческой эффективности технологий для детермини-рованного выбора того или другого способа требуетдополнительного изучения.

1. Tanaka Y. Recent trends and developments in the heavyopen-die forging industry in Japan // Proc. IFM-2011 (Pit-tsburgh, USA, 2011). – Pittsburgh, 2011. – P. 29—36.

2. Иванцов Г.П. Диффузионное переохлаждение при крис-таллизации бинарного сплава: Докл. АН СССР. –1951. – 81, № 2. – С. 179—182.

3. Tiller W.A., Rutter J.W. The effect of growth conditionsupon the solidification of a binary alloy// Canadian J. ofphysics. – 1956. – № 34. – P. 96.

4. Голиков И.Н. Дендритная ликвация в стали. – М.: Ме-таллургия, 1958.

5. Чалмерс Б. Теория затвердевания. – М.: Металлургия,1968. – 288 с.

6. Flemmings M.C. Solidification Processing. – New York:McGraw-Hill, 1974. – 300 р.

7. Stephen D.H. Theory of solidification. – Port Chester:Cambridge University Press, 2001. – 400 р.

8. Оно А. Затвердевание металлов. – М.: Металлургия,1980. – 152 с.

9. Переохлаждение // http://en.wikipedia.org/wiki/Un-dercooling.

10. Борисов В.Т. Теория двухфазной зоны металлическогослитка. – М.: Металлургия, 1987. – 224 с.

11. The European COST536 project for the development of newhigh temperature rotor materials / T.-U. Kern, B. Scarlin,B. Donth et al. // Proc.of Intern. Forgemasters mee-ting – IFM-2008 (Sant-Ander, Spain, September 2008). –Sant-Ander, 2008. – P. 316—320.

12. ESR with two power sources and process control /L.B. Medovar, V.L. Petrenko, A.K. Tsykoulenko et al. //Proc. of Intern. Symp. On Liwuid Metal Processing andCasting LMPC-2005 (Santa Fe, New Mexico, SA, 18—21Sept. 2005). – Santa Fe, 2005. – P. 131—135.

13. Verification of the theoretical considerations regarding thedesign challenges of large sized ESR Plants / H. Holzgru-ber, A. Scheriau, M. Knabl et al. // Proc. of Intern. For-gemasters meeting IFM-2011 (Pittsburgh, USA, 2011). –Pittsburgh, 2011. – P. 189—194.

14. Патон Б.Е., Медовар Б.И. Многослойная сталь в свар-ных конструкциях. – Киев: Наук. думка, 1984. – 284 с.

15. Mitchel A. The prospects for large forgings of segregation-sensitive alloys // Advances in electrometallurgy. –№ 2. – 2005. – P. 2—6.

16. New method of low segregation ESR forging ingots produc-tion (computer simulation of the ESR ingot enlargement) /V. Mahnenko, L. Medovar, V. Saenko, T. Korolyova //Proc. of Intern. forgemasters meeting IFM-2008 (Sant-Ander, Spain, Sept. 2008). – Sant-Ander, 2008. – 300 p.

Discussed are the modern conceptions about some phenomena of ingot solidification and methods of its quality impro-vement. The comparison is made of steady theoretical conceptions about ingot solidification and existing limitations ofdescription of all types segregation, proceeding in ingot solidification are indicated. Different technological proceduresof effect on solidified ingot by change in ingot geometry and without it were analyzed. The effect of changes in ratioof ingot height to its diameter on appearance of either types of heterogeneity is shown. The feasibility of change insolidifying metal overheating above liquidus is shown. Comparison of advantages of the newest electroslag technologiesof control of ingot solidification as a result of change of its geometry at enlargement and without change in geometryin the process of electroslag remelting using two-circuit scheme is made. Prospects of ESR application in production oflarge forge ingots of a super-high quality are considered. Ref. 16, Figs. 5

K e y w o r d s : large forge ingot; crystallization; solidification; liquation; structure; ESR; ESR LM

Поступила 14.02.2013.

18

УДК 669.187.526:51.001.57

ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВАЯ ОЧИСТКАКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО КРЕМНИЯ

В.А. БерезосИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАН Украины.

03680, г. Киев, ул. Боженко, 11. E-mail: titan.paton@gamail.com

Показано, что электронно-лучевая очистка может быть эффективным способом рафинирования кремния от примесей.Разработана схема очистки кристаллического кремния с использованием электронно-лучевой плавки, сочетающейв себе три этапа рафинирования по механизмам вакуумного и окислительного рафинирования, а также зоннуюперекристаллизацию. Спроектирована кварцевая промежуточная емкость специальной конструкции, позволяющаясущественно улучшать условия проведения очистки расплава кремния. Определены оптимальные параметры элек-тронно-лучевой очистки кристаллического кремния в процессе ЭЛП. Показано, что увеличение длительности вы-держки положительно влияет на улучшение электрофизических характеристик кристаллического кремния, однакоее превышение более 40 мин не имеет смысла, поскольку дальнейшее снижение удельного электросопротивленияне происходит. В результате проведенных экспериментов по очистке кристаллического кремния удалось увеличитьего удельное электросопротивление в шесть раз – от 0,03 до 0,175 Ом⋅см. Библиогр. 9, табл. 3, ил. 5.

Ключ е вы е с л о в а : кремний; бор; примеси; рафинирование; электронно-лучевая очистка; промежуточнаяемкость; удельное электросопротивление

Для получения чистого кремния используют хлор-силановую технологию производства, разработан-ную около 35 лет назад и имеющую много недостат-ков, в том числе высокую энергоемкость, низкийвыход кремния и экологическую опасность [1]. По-этому создание новых низкозатратных технологий,обеспечивающих значительное снижение его стои-мости, является первоочередной задачей среди аль-тернативных технологий в энергетике.

В настоящее время разработка способом полу-чения кремния солнечного качества для фотоэнер-гетики осуществляется по таким основным направ-лениям, как усовершенствование традиционногоспособа, способов прямого получения кремния, ми-нуя газовую фазу очистки, рафинирование дешево-го кристаллического кремния [2]. Однако до настоя-щего времени не существует эффективной техно-логии повышения качества кристаллического крем-ния до уровня «солнечного», а применяемые спосо-бы включают дорогие и технически сложные высо-котемпературные процессы. Таким образом, ком-мерчески значимого способа получения кремния«солнечного» качества до сих пор не разработанонесмотря на большую потребность в таком мате-риале.

Исключение из цикла производства кристалли-ческого кремния хлорсилановой переработки и во-дородного восстановления позволит существенноуменьшить его стоимость. Одним из путей решенияданной проблемы является изучение возможностиочистки кремния способами, базирующимися наиспользовании электронно-лучевых технологий,которые благодаря высокому вакууму и концент-рированному источнику нагрева позволят сущес-твенно улучшить качество кристаллическогокремния для последующего применения в солнеч-ной энергетике [3].

Опыт применения способа электронно-лучевойобработки материалов в различных областях тех-ники, широкое развитие вакуумной металлургии,создание высокопроизводительных вакуумных на-сосов дали возможность приступить к исследова-ниям по рафинированию металлов с применениемэлектронно-лучевого переплава (ЭЛП) исходныхматериалов, заготовок, шихты и прочего в вакууме[4—7]. ЭЛП позволяет осуществлять такие физико-химические процессы рафинирования, которые прииных способах плавки не успевают проходить пол-ностью или не могут протекать вообще. Следуетотметить экологическую чистоту технологическогопроцесса. Указанные особенности ЭЛП дают перс-пективу для разработки способа рафинированиякристаллического кремния в вакууме.© В.А. БЕРЕЗОС, 2013

19

В ходе очистки кристаллического кремния спо-собом ЭЛП возможно проведение процессов ваку-умного рафинирования и зонной перекристаллиза-ции [8]. При электронно-лучевой очистке кристал-лического кремния основным механизмом рафини-рования является испарение легколетучих приме-сей и их соединений с высокой упругостью пара.Очистка расплава кремния при ЭЛП от более лету-чих примесей уменьшается в ряду следующим обра-зом: P > Mg > Ca > Mn > Al > Cu > Cr > Fe >> Ni > Ti. Однако такая вредная примесь, как бор,практически не испаряется. Удаление этого элемен-та усложнено в связи с тем, что давление его паранамного ниже давления пара кремния (1⋅10—2 длякремния и 0,1 Па для бора). Поэтому целесообразноприменять способ окислительного рафинирования.В этой связи очень привлекательной является воз-можность совмещать очистку кремния в одном цик-ле вакуумного и окислительного рафинирования наодном типе оборудования – в электронно-лучевыхустановках.

Способ окислительного рафинирования приЭЛП заключается в обработке расплава газовойсмесью, содержащей окислительные составляющие(смесь кислорода с инертным газом). Уменьшенияконцентрации примеси бора на поверхности расп-лава достигают путем образования оксидов бора свысокой упругостью пара (ВО, В2О, В2О3) и ихудаления с поверхности расплава при электронно-лучевом нагреве. Однако наличие высокого вакуу-ма в установке электронно-лучевого переплава на-кладывает определенные ограничения на проведе-ние этапа окислительного рафинирования при ЭЛПкремния. Так, недопустимо падение вакуума в уста-новке ниже значения, при котором становится не-возможной работа электронно-лучевых пушек, аналичие окислительных составляющих в составе га-зовой смеси опасно для функционирования паро-масляных вакуумных насосов, поскольку может вы-звать взрыв паров масла. Поэтому подачу газовойсмеси следует строго контролировать.

При рафинировании кремния способом элек-тронно-лучевой плавки возможна реализация про-цесса направленной кристаллизации. Посколькудля большинства примесей в кремнии характерны

очень низкие значения эффективного коэффициен-та распределения между твердой и жидкой фазами(Al – 2,8⋅10—3, Ti – 2⋅10—6, Fe – 6,4⋅10—6), то прикристаллизации они не переходят из жидкой фазыв твердую, а накапливаются в расплаве и переме-щаются на торец заготовки.

В ИЭС им. Е.О. Патона НАНУ разработана схе-ма процесса электронно-лучевой очистки метал-лургического кремния (рис. 1).

Суть процесса заключается в следующем. Кус-ковой кристаллический кремний подается в зонудействия электронных лучей. Расплав накаплива-ется в промежуточной емкости, затем заливается визложницу.

Предполагается, что процесс очистки кремнияпри ЭЛП будет происходить в четырех зонах:

I – в промежуточной емкости на поверхностирасплава. Испарение примесных элементов с высо-кой упругостью пара: фосфор, мыщьяк, магний,кальций, марганец, сурьма, олово, цинк, сера и др.;

II – над поверхностью расплава. Процессыокислительного рафинирования осуществляютсяпутем обработки поверхности расплава окислитель-ной газовой смесью для удаления такой вреднойпримеси, как бор;

III – в промежуточной емкости. Осаждение надно промежуточной емкости включений высокойплотности – карбид кремния и карбиды металлов,имеющие высокие значения твердости и тугоплав-кости;

IV – в изложнице. Зонная очистка от примесейс разной растворимостью в твердой и жидкой фазах(алюминий, медь, железо, титан и др.).

Результат очистки кристаллического кремния иего качество существенно зависят от чистоты нетолько исходного материала, но и условий очистки.Причем стерильность условий очистки являетсячрезвычайно важным фактором на каждом из эта-пов рафинирования кремния [9]. Подготовка исход-ного материала; уровень чистоты технологическойоснастки; глубина вакуума, в среде которого проис-ходит очистка; чистота остаточных газов, адсорби-рованных на технологическом оборудовании или ввакуумной камере, во многом определяют качествоочистки образцов кремния.

Для реализации процесса электронно-лучевойочистки металлургического кремния разработанатехнологическая оснастка (рис. 2). В качестве ма-териала промежуточной емкости и изложницы ис-пользовано кварцевое стекло.

Конструктивно промежуточную емкость подели-ли на две секции. Такое решение было принято сцелью предотвращения попадания кусков кристал-лического кремния, подаваемого из нерасходуемогокороба, в расплав, прошедший этапы очистки, атакже исключения миграции включений высокойплотности, которые могут задерживаться на высту-пе в донной части промежуточной емкости. По-скольку расплав кремния имеет высокую жидкоте-кучесть, кварцевую промежуточную емкость обору-

Рис. 1. Схема очистки металлургического кремния: 1 – элект-ронно-лучевые пушки; 2 – кусковой металлургический крем-ний; 3 – промежуточная емкость; 4 – изложница

20

довали сливным лотком для возможности контроляскорости подачи расплава из промежуточной емко-сти в кварцевую изложницу (рис. 3).

С целью исключения теплоотвода через стенкипромежуточной емкости и изложницы в качествеобоймы для технологической оснастки использова-ли мелкозернистый плотный графит марки МПГ(ТУ 48-4807-297—00), применяемый при высокихтемпературах в тиглях, пластинах, дисках, вакуум-ных нагревателях, высокочастотных и других элек-тропечах и т. д.

Исследования проводили на электронно-луче-вой установке УЭ-208. В качестве исходного мате-риала использовали кристаллический кремний мар-ки Кр0 (ГОСТ 2169—69).

В ходе экспериментов кремний электроннымилучами сплавляли в двухсекционную кварцевуюпромежуточную емкость, где расплав кремния под-держивался в жидком состоянии (рис. 4).

Для изучения влияния технологических пара-метров электронно-лучевой плавки на эффектив-ность очистки кристаллического кремния проведе-ны эксперименты с различной длительностью вы-держки образцов под воздействием электронно-лу-чевого нагрева. Выдержка расплава кремния в из-ложнице продолжалась 20, в дальнейшем – соот-ветственно 40 и 60 мин. В процессе вакуумного ра-финирования плавку кремния и выдержку расплаваосуществляли при сохранении постоянного зна-чения мощности. В течение каждого интервала вре-мени выполняли окислительное рафинированиекремния путем напускания через натекатель задан-ного количества кислорода при падении вакуума до1 Па. Окислительное рафинирование кремния про-изводили с целью образования оксидов оставшихсяпримесей (особенно оксидов бора) с высокой упру-гостью пара и их удаления из поверхности расплавас использованием электронно-лучевой обработки.Окислительное рафинирование выполняли однов-ременно с вакуумным за один технологическийцикл.

Так, после выдержки расплава при температуреоколо 1500 °С в течение заданного времени в двух-

секционной кварцевой промежуточной емкости, атакже проведения этапа окислительного рафиниро-вания производили один слив через сливной квар-цевый лоток в изложницу из кварцевого стекла. Впоследней происходила кристаллизация расплавакремния. В процессе формирования образца по по-верхности кристаллизующегося расплава выполня-лось сканирование электронным лучом в одном на-правлении вдоль большей стороны кварцевой из-ложницы со скоростью движения жидкого расплава3 мм/мин от левого борта кварцевой изложницы кправому. При достижении последнего луч резковозвращался к противоположному краю, в резуль-тате чего в каждый момент времени расплавленнойстановилась некоторая небольшая часть образца.Такая расплавленная зона передвигалась по образ-цу с помощью электронно-лучевого нагрева, чтоприводило к перераспределению примесей междутвердой и жидкой фазами. Поскольку у большин-ства примесей растворимость в жидкой фазе выше,чем в твердой [8], то в зоне кристаллизации примесив жидком состоянии перемещались в торец образца,где затем находились в твердом состоянии до окон-чания формирования образца в изложнице. Осты-вание образца происходило в вакууме, затем егоизвлекали из кварцевой изложницы. Загрязненныйпримесями торец отрезали. Из центральной части

Рис. 2. Двухсекционная промежуточная емкость (1), сливнойлоток (2) и изложница (3) из кварцевого стекла в графитовойформе

Рис. 3. Двухсекционная кварцевая промежуточная емкость сосливным лотком

Рис. 4. Процесс очистки кристаллического кремния способомЭЛП

21

полученного образца отбирали пробы для количес-твенного элементного анализов.

Для проведения количественного анализа изго-товляли образцы с плоской областью исследованиядиаметром 15 мм и шероховатостью поверхности неболее 0,2 мм. Изготовить сколы с необходимымипараметрами для измерений не удалось. Посколькуматериал представляет собой поликристалл, егоскол характеризуется развитой поверхностью с не-однородностями на уровне 0,5...1,0 мм. В неодно-родностях скапливаются примеси, которые при из-мерениях дают значительные погрешности. Поэто-му для получения ровной поверхности перед про-ведением анализа образцы подвергали сухой меха-нической шлифовке с последующим травлениеманализируемой поверхности.

Измерения образцов исходного кремния послеЭЛП выполняли на установке INA-3 (Leybold-He-raues, Германия) способом масс-спектрометрии вто-ричных пост-ионизированных нейтральных частиц(МСВН), широко применяемых для определения

химического состава твердых и порошкообразныхвеществ, качественного и количественного анализапримесей в твердом теле. Такой анализ особенноважен для выявления малого содержания примеси,что не доступно для большинства существующихметодик.

При расчетах концентрации использовали коэф-фициенты элементной чувствительности стандарт-ной программы обработки данных установки INA-3.

Результаты элементного анализа примесей при-ведены в табл. 1. Эффективность рафинированияопределяли по следующей формуле:

Сэф = (Сисх — СЭЛП)⋅100/Сисх,

где Сэф – эффективность рафинирования; Сисх –концентрация примеси в исходном материале;СЭЛП – концентрация примеси в материале послеЭЛП.

Анализ химического состава полученных образ-цов показал, что в процессе электронно-лучевойочистки происходит рафинирование кремния отпримесей. Так, эффективность испарения примесейхрома, алюминия, магния, кальция, титана, никеляиз расплава кремния при вакуумном рафинирова-нии превышает 80 %.

При удалении из жидкого кремния плохо испаря-ющихся примесей бора положительные результатыимеет способ окислительного рафинирования. Умень-шение концентрации примеси бора происходит вповерхностном слое расплава путем испарения обра-зовавшихся соединений – оксидов бора (ВО, В2О,В2О3), давление пара которых довольно высокое.

Следует отметить, что для более эффективнойочистки кристаллического кремния необходимострого контролировать продолжительность нахож-дения расплава кремния при электронно-лучевомнагреве и обеспечивать наименьшую толщину жид-кой ванны при сохранении высокой температуры

Т а б л и ц а 1 . Результы элементного анализа примесей

ЭлементИсходный,

ppmПосле ЭЛП,

ppm

Эффективностьудаления

примесей, %

В 9,13 5,960 34,72

Mg 5,10 0,020 99,60

А1 16,70 0,020 99,88

Р 3,30 0,002 99,94

Са 18,60 0,10 99,46

Ti 0,50 0,09 82,00

Сr 8,10 0,20 97,53

Мn 0,31 0,09 70,97

Fe 13,00 0,30 97,690

Ni 1,10 0,09 91,81

Сu 0,30 0,09 70,00

Si — — —

Всего 76,14 6,96 —

Si, % 99,981 99,998 —

Т а б л и ц а 2 . Содержание бора (исходное – 9,13 ppm) вобразцах после различной продолжительности выдержки

Выдержка, мин Содержание бора, ppm

20 7,23

40 5,96

60 6,11

Т а б л и ц а 3 . Влияние условий переплава на УЭС кремния

Выдержка, минУЭС, Ом⋅см

Исходное состояние После ЭЛП

20 0,03 0,121

40 0,175

60 0,174Рис. 5. Изменения УЭС образцов в зависимости от времени вы-держки расплава; τ – время выдержки

22

для увеличения значения коэффициента диффузиибора к поверхности расплава.

Показано, что увеличение длительности обра-ботки электронным лучом расплава кремния во вре-мя окислительного рафинирования приводит куменьшению наличия бора в расплаве до опреде-ленного минимума. Однако при возрастании вре-мени выдержки расплава под действием электрон-но-лучевого нагрева концентрация бора может не-значительно увеличиваться за счет интенсивногоиспарения самого кремния в виде летучего моно-оксида кремния SiO (табл. 2).

Минимальное время (40 мин) до достижения ми-нимальной концентрации бора в расплаве при по-стоянных технологических режимах было опреде-лено экспериментально.

Влияние примесей на электрофизические харак-теристики кремния установили по интегральной ха-рактеристике – удельному электросопротивлению(УЭС) – при помощи четирехзондового способа сшагом измерения 1 мм. Для исследования влиянияусловий плавки на УЭС кремния после очистки спо-собом ЭЛП использовали образцы, полученные приразных режимах плавки. Образцы отбирались отцентральной верхней области очищенного кремния,не контактировавшего с технологической оснаст-кой. В табл. 3 показано влияние времени плавкина УЭС.

Из табл. 3 следует, что в образцах, выплавлен-ных с выдержкой 20 мин, УЭС возрастает в четырераза, по сравнению с исходными образцами, причемс увеличением времени выдержки до 40 мин воз-растает еще больше.

Исследования показали, что после очистки метал-лургического кремния марки Кр0 (ГОСТ 2169—69)способом ЭЛП значение УЭС повышается в шестьраз, по сравнению с исходными образцами (рис. 5).

Таким образом, увеличение времени выдержкиположительно влияет на улучшение электрофизи-

ческих характеристик кремния, однако при превы-шении его более 40 мин не имеет смысла, посколькудальнейшее снижение УЭС не происходит.

Выводы

1. Способ ЭЛП позволяет совмещать проведениепроцессов вакуумного и окислительного рафиниро-вания, а также зонной перекристаллизации дляочистки кристаллического кремния за один цикл.

2. Определено, что при переплаве кремния спо-собом ЭЛП происходит эффективное удаление та-ких примесей, как магний, алюминий, фосфор,кальций, мышьяк и др.

3. В результате проведенных экспериментов поочистке металлургического кремния удалось увели-чить его УЭС в шесть раз – от 0,03 до 0,175 Ом⋅см.

1. Полупроводниковый кремний: теория и технология произ-водства / Ю.Н. Таран, В.З. Куцова, И.Ф. Червоный идр. – Запорожье: ЗГИА, 2004. – 344 с.

2. Наумов А.В. Производство фотоэлектрических преобразо-вателей и рынок кремневого сырья в 2006—2010 гг. //Технология и конструирование в электронной аппарату-ре. – 2006. – № 4. – С. 3—8.

3. Электроннолучевая технология рафинирования поли-кристаллического кремния для солнечной энергетики /В.А. Осокин, П.А. Шпак, В.В. Ищенко и др. // Метал-лург. – 2008. – № 2. – С. 69—73.

4. Электронно-лучевая плавка / Б.Е. Патон, Н.П. Тригуб,Д.А. Козлитин и др. – Киев: Наук. думка, 1997. –265 с.

5. Мовчан Б.А., Тихоновский А.Л., Курапов Ю.А. Элект-ронно-лучевая плавка и рафинирование металлов и спла-вов. – Киев: Наук. думка, 1973. – 240 с.

6. Шиллер З., Гайзик У., Панцер З. Электронно-лучеваятехнология. – М.: Энергия, 1980. – 528 с.

7. Тихинский Г.Ф., Ковтун Г.П., Ажажа В.М. Получениесверхчистых редких металлов. – М.: Металлургия,1986. – 160 с.

8. Березос В.А., Ерохин А.Г. Рафинирование кремния спо-собом электронно-лучевой плавки // Современ. злектро-металлургия. – 2009. – № 3. – С. 29—31.

9. Аснис Е.А., Пискун Н.В., Статкевич И.И. Очисткакремния от фоновых и легирующих примесей при злект-ронно-лучевой бестигельной зонной плавке // Тамже. – 2011. – № 4. – С. 12—13.

It is shown that electron beam purification can be an effective method of silicon refining from impurities. Scheme ofpurification of crystalline silicon has been developed using electron beam melting, combining three stages of refiningby mechanisms of vacuum and oxidizing refining, as well as a zonal recrystallization. A quartz intermediate cruciblewas specially designed, allowing improving greatly the conditions of purification of silicon melt. Optimum parametersof electron beam purification of crystalline silicon in the EBR were defined. It is shown that increase in holding durationhas a positive effect on improvement of electro-physical characteristics of crystalline silicon, however, its duration formore than 40 min has no sense as the further decrease of specific electric resistance does not occur. As a result of carriedout experiments on purification of crystalline silicon it was managed to 6 times increase its specific electric resistance,i.e. from 0.03 up to 0.175 Ohm⋅cm. Ref. 9, Tables 3, Figs 5.

K e y w o r d s : silicon; boron; impurities; refining; electron beam purification; intermediate crucible; specific electricresistance

Поступила 13.06.13

23

УДК 669.187.526.001.5

ИССЛЕДОВАНИЕ СОПРОТИВЛЕНИЯСЛОЯ ZrO2—8 % Y2O3 КОНДЕНСАЦИОННЫХ

ПОКРЫТИЙ ПРОТИВ ВОЗДЕЙСТВИЯ ОКСИДОВКАЛЬЦИЯ, МАГНИЯ, АЛЮМИНИЯ И КРЕМНИЯ (СМАS)

К.Ю. Яковчук1, Ю.Э. Рудой2, Л.М. Нероденко1,Е.В. Оноприенко1, А.В. Микитчик1

1Государственное предприятие «Международный центр электронно-лучевых технологийИЭС им. Е.О. Патона НАН Украины».

03680, г. Киев, ул. Горького, 68. E-mail: jakovchuk@paton-icebt.kiev.ua2Институт электросварки им. Е.О. Патона НАН Украины.

03680, г. Киев, ул. Боженко 11. E-mail: office@paton.kiev.ua

Проанализировано современное состояние исследований по механизму разрушения термобарьерных покрытий свнешним керамическим слоем на основе частично стабилизированного диоксида циркония ZrO2—8 % Y2O3 (YSZ)в результате взаимодействия с оксидами кальция, магния, алюминия и кремния (CMAS) при высокой температуре.Представлены результаты исследований взаимодействия CMAS с различными вариантами конденсационных пок-рытий с внешним керамическим слоем YSZ, осажденных по одностадийной электронно-лучевой технологии, в томчисле градиентных покрытий с добавками Al2O3, B2O3 и Gd2O3 в процессе отжига на воздухе при 1210 °C. Иссле-довано изменение химического состава, микроструктуры и микротвердости внешнего керамического слоя ZrO2—8 %Y2O3 с добавками после отжига. Установлено, что в процессе отжига происходит проникновение расплавленногоCMAS по границам столбчатых кристаллитов керамического слоя и его химическое взаимодействие с YSZ, сопро-вождающееся уменьшением содержания оксида иттрия в YSZ. При этом также отмечена диффузия CMAS к границераздела с металлическим подслоем и взаимодействие со слоем на основе оксида алюминия, что может привести кпреждевременному разрушению покрытия. Показано, что наиболее высоким сопротивлением разрушению под воз-действием CMAS характеризуются конденсационные покрытия с внешним керамическим слоем, имеющимградиентное распределение оксида гадолиния. Библиогр. 16, ил. 7.

Ключ е вы е с л о в а : электронно-лучевое испарение и конденсация в вакууме; градиентные термобарьерныепокрытия; внешний керамический слой ZrO2—8 % Y2O3; взаимодействие CMAS с ZrO2—8 % Y2O3 при высокойтемпературе; повышение долговечности керамического слоя; добавки Al2O3, B2O3, Gd2O3 в ZrO2—Y2O3

Термобарьерные покрытия (ТБП) используютсядля повышения эффективности и увеличения дол-говечности термонагруженных лопаток современныхгазотурбинных двигателей (ГТД). Используемые внастоящее время ТБП обычно состоят из трех слоев:внешнего керамического из частично стабилизирован-ного ZrO2—8 % Y2O3 (YSZ) толщиной 150...200 мкм,примыкающего к тонкому (первоначальная толщинаоколо 1 мкм) слою оксида алюминия (TGO – тер-мически выращенный оксид), формируемого на ме-таллическом связующем слое, связующего слоя,осаждаемого на поверхность жаропрочного сплава –жаростойкого сплава MeCrAlY или алюминидов наоснове никеля и платины [1].

Одной из главных причин, вызывающих разру-шение ТБП, является увеличение толщины TGO,обусловленное окислением металлического связую-щего слоя в процессе эксплуатации лопатки с ТБП[2, 3].

Совершенствование ТБП, обеспечивающих воз-можность работы лопаток ГТД при высоких темпе-ратурах, сопровождается появлением потенциальноновых механизмов их разрушения. Наиболее замет-ными из них являются механическая и химическая«атака» поверхности покрытия оксидами кальция,магния, алюминия и кремния (СМАS), возникаю-щая при взаимодействии силикатных минералов (пе-сок, вулканическая пыль и др.) с воздухом [4—6].Столбчатая структура керамического слоя, по-лученного электронно-лучевым испарением и кон-денсацией, позволяет проникать расплавленномуСМАS внутрь слоя по границам кристаллитов, вы-зывая нарушение химического состава и микро-структуры покрытия [5]. В работе [1] главной при-чиной разрушения внешнего керамического слоясчитают неспособность заполненных межкристал-литных пространств внутри ТБП минимизироватьнапряжение, возникающее в результате несоответ-

© К.Ю. ЯКОВЧУК, Ю.Э. РУДОЙ, Л.М. НЕРОДЕНКО, Е.В. ОНОПРИЕНКО, А.В. МИКИТЧИК, 2013

24

ствия коэффициентов термического расширениямежду ТБП и металлом во время охлаждения докомнатной температуры при теплосменах.

Химическое воздействие CMAS заключается втом, что исходный YSZ растворяется в CMAS ивновь кристаллизуется как моноклинная структурас дефицитом Y2O3. Обнаружено также проникно-вение соединений СМАS до подложки с последую-щей реакцией со слоем TGO, что приводит к ска-лыванию покрытия [4, 7—9].

Очевидные способы торможения разрушенияТБП за счет СМАS базируются на противодействииспособности соединений СМАS проникать в струк-туру ТБП. Показано, в частности [1, 10], что уплот-нение верхнего слоя ТБП (в керамическое покрытиена глубину до нескольких микрон) является эф-фективным действием против проникновения рас-плавленных солей. Снижение воздействия СМАSна ТБП включает следующие подходы [11]:

создание плотного слоя на поверхности керами-ки для предотвращения контакта между керамикойи СМАS;

образование верхнего реакционного слоя (на-пример, оксида титана или алюминия), которыйспособствует кристаллизации продуктов реакции и,соответственно, препятствует их проникновению пограницам кристаллитов (увеличивает вязкостьСМАS);

уменьшение межкристаллитных зон во избежа-ние быстрого проникновения продуктов СМАS.

В работе [9] показано, что низкотеплопроводныеТБП на основе редкоземельных цирконатов, напри-мер Gd2Zr2O7, взаимодействуют с CMAS при высо-кой температуре с образованием структур типа вы-сокостабильной апатитной фазы Gd8Са2(SiO4)6O2и флуорита ZrO2 c гадолинием и кальцием в твердомрастворе. В результате эта фаза заполняет меж-столбчатые пустоты керамического слоя, образуяплотную зону «ковровой» структуры, тормозящуюдальнейшее проникновение CMAS сквозь столбча-тую структуру ТБП.

Цель настоящей работы заключается в разработ-ке и исследовании различных вариантов конденса-ционных ТБП, содержащих модифицированныйслой, обеспечивающий повышенное сопротивлениепротив разрушительного действия CMAS, по срав-нению с обычным слоем YSZ.

Материалы и методика эксперимента. Термобарьер-ные покрытия осаждали на плоские образцы в видедисков диаметром 14 мм из жаропрочных сплавовRene 5, Rene 142 и MAR-M247. Покрытия состоялииз металлического связующего слоя на основе жа-ростойкого сплава типа УСДП-1 на никелевой осно-ве Ni—18 % Со—18 % Cr—11 % Al—0,2 % Y (все составыпокрытий приведены в массовых долях, %) и внеш-него керамического слоя на основе частично стаби-лизированного диоксида циркония ZrO2—8 % Y2О3(YSZ). В качестве модифицирующих добавок в вер-хнюю часть керамического слоя вводили оксидыAl2O3, B2O3, Gd2O3.

Наносили ТБП путем последовательного элект-ронно-лучевого осаждения металлического связую-щего и внешнего керамического слоев с осаждениемпаровой фазы на защищаемую поверхность за одинтехнологический цикл [12]. Металлический свя-зующий слой получали путем испарения слиткаNiCoCrAlY (УСДП-1) при температуре конден-сации 850...25 °С, скорость осаждения паровогопотока составляла 8...10 мкм/мин.

Внешний керамический слой получали способомиспарения композиционного слитка ZrO2—8 % Y2О3с расположенными в его нижней части вставкамииз модифицирующих оксидов, например Gd2O3[13], или испарением этих оксидов из отдельногоисточника (при введении в керамический слой од-новременно двух оксидов – Al2O3 и B2O3).

Температура конденсации керамического слоясоставляла 950 °С, скорость осаждения – 5......6 мкм/мин. Покрытия осаждали на подложку,вращающуюся со скоростью 25 об/мин.

Исследовали также воздействие CMAS непо-средственно на керамическую подложку двух типов:

поликристаллический пористый спеченный YSZиз образцов испаряемого керамического слитка (по-ликристаллический YSZ);

монокристаллический плотный плавленый ста-билизированный ZrO2—20 % Y2O3 (монокристалли-ческий YSZ).

Для моделирования CMAS использовали поро-шок состава 45,9 % SiO2—32,3 % CaO—10 % MgO—6,9 % Al2O3—3,3 % Fe2O3—1,6 % NiO (моль. %). По-рошок смешивали с водой до пастообразного состо-яния и наносили на центральную область образцов.После высыхания CMAS образцы отжигали в печипри температуре 121 °С с нагревом (15 мин) домаксимальной температуры, выдержка 60 и 15 мин,охлаждение до 40 °С. Для определения долговечно-сти под воздействием CMAS в отдельных экспери-ментах длительность отжига увеличивали до 10 ч.

Структуру ТБП исследовали на сканирующемэлектронном микроскопе Cam Scan 4D в режимефазового контраста. Для определения элементногосостава покрытия применяли рентгеноспектраль-ный микроанализатор (энергодисперсионную при-ставку к микроскопу Cam Scan 4D с программойобработки результатов INCA 200). Погрешностьрезультатов анализа составляла ±0,3 %. Микро-твердость конденсатов по Виккерсу HV измерялис помощью приставки Duromat 4000E к оптическо-му микроскопу Polyvar Met с фиксированной ско-ростью нагружения и временем выдержки нагрузкина индентор 50 Н.

Результаты эксперимента. На рис. 1 показано рас-пределение основных химических элементов, со-ставляющих СМАS (кальций, алюминий, кремний)в керамическом слое ТБМ после изотермическогоотжига при 1210 °С на воздухе в течение 1 ч. Здесьпредставлены базовый вариант покрытия YSZ иТБМ, верхний слой которого модифицирован ок-сидами Al2O3, B2O3, Gd2O3. Для сравнения показа-

25

но также содержание элементов СМАS в металлеобразцов из поликристаллического и монокристаль-ного ZrO2—8 % Y2О3 в верхней части и на глубине150 мкм от поверхности керамического покрытия.

В базовом варианте слоя YSZ, имеющего харак-терную столбчатую структуру, после выдержки втечение 1 ч все элементы СМАS присутствуют награнице металлический связующий слой/YSZ. По-сле выдержки в течение 2 ч под слоем СМАS про-исходит скалывание покрытия по границе керамикисо слоем Al2O3, находящимся на поверхности ме-таллического связующего слоя, который образуетсяв процессе термообработки после нанесения покры-тия и последующего отжига при 1210 °С на воздухе.В образце YSZ с поликристаллической структуройна расстоянии примерно 80 мкм от поверхности со-держание элементов СМАS незначительно – около0,16 % Al, 0,18 % Са, 0,25 % Sі. В монокристалли-ческом YSZ диффузия элементов СМАS от поверх-ности в глубь керамического слоя зафиксированана глубину 3...5 мкм.

Модифицирование поверхностной зоны керами-ческого слоя оксидом бора (YSZ + B2O3) или ок-сидом алюминия (YSZ + Al2O3) не приводит к су-щественному изменению в распределении элемен-

тов СМАS по толщине керамического слоя, в срав-нении с немодифицированной керамикой YSZ(рис. 1).

Общей чертой указанных вариантов покрытий яв-ляется то, что в среднем сечении керамического слоясодержание элементов СМАS меньше, чем в глубинеслоя (у границы с металлическим связующим слоем).Подобный эффект отмечен и в работах [5].

Наиболее эффективным с точки зрения тормо-жения проникновения элементов СМАS по толщинекерамического слоя со столбчатой структурой явля-ется введение в поверхностный слой YSZ оксидагадолиния Gd2O3. На рис. 1 видно, что кремний,алюминий и кальций задерживаются в поверхност-ном слое керамики, в средней части (примерно70 мкм от поверхности) их концентрация не превы-шает 0,5 %, а на границе TGO/YSZ составляетсотые доли процента.

Рис. 1. Распределение элементов CMAS в керамике после отжигапри 1210 °С, 1 ч на воздухе: а – алюминий; б – кремний; в –кальций: – YSZ монокристалл; – YSZ поликристалл;

– YSZ; – Al2O3; Δ – B2O3; – YSZ + Gd2O3; l –расстояние от поверхности покрытия; C – концентрация

Рис. 2. Концентрация иттрия в исходном состоянии и после от-жига в течение 2 и 10 ч на воздухе при 1210 °С под CMAS: а –на поверхности керамического слоя; б – на границе ме-таллический связующий слой/керамика; 1 – исходное состо-яние; 2 – отжиг, 2 ч; 3 – отжиг, 10 ч

26

После отжига при 1210 °С существенно изменя-ется содержание иттрия, входящего в состав YSZ,по толщине керамического слоя образцов. Концен-трация иттрия на расстоянии приблизительно 7 мкмот поверхности в покрытиях с различным составомверхнего керамического слоя в исходном состояниии после отжига в течение 2 и 10 ч при 1210 °С подслоем СМАS представлена на рис. 2. После отжигав течение 2 ч обнаружено обеднение поверхностииттрием в покрытии YSZ и YSZ + В2O3 (очевидно,за счет диффузии и растворения оксида иттрия вСМАS). В покрытии YSZ + Al2O3 сохранена кон-центрация иттрия на уровне исходного состояния,однако при длительности отжига до 10 ч зафикси-ровано заметное снижение его концентрации на по-верхности слоя.

В покрытии YSZ + Gd2O3 содержание иттрия вповерхностном слое остается практически на уровнеисходного состояния и после отжига в течение 10 ч(рис. 2, а).

Необходимо отметить, что диффузия иттрия вСМАS характерна также для керамики YSZ в сос-тоянии поликристалла (спеченный штабик YSZ).

После отжига в течение 1 ч под слоем СМАS кон-центрация иттрия на поверхности составляла 2,6 %,а на расстоянии примерно 80 мкм от поверхности –4,6 %. Таким образом, обеднение поверхности поли-кристаллического YSZ оксидом иттрия не связаносо столбчатой структурой конденсированного слояYSZ. В монокристаллическом YSZ под слоем CMASсодержание иттрия составляет 12...13 %, т.е. нахо-дится на исходном уровне.

Химический анализ покрытия в нижней частикерамического слоя показал, что содержание окси-да иттрия в этой зоне характерно для исходногосостава керамики (или даже повышается в покры-тии YSZ + Gd2O3) после длительного отжига подCMAS (рис. 2, б).

Одним из способов защиты от проникновенияСМАS в керамику является уплотнение верхнегослоя за счет повышения температуры ее осаждения.С этой целью на ряд образцов нанесен слой YSZпри температуре осаждения около 1000 °С, подвер-гнутых затем отжигу под слоем CMAS. Установле-но, что перегрев поверхности не создает препятст-вий для диффузии элементов CMAS в глубь кера-

Рис. 3. Микроструктура слоя YSZ в исходном состоянии (а); после выдержки при 1210 °С под CMAS в течение 2 ч (б); послевыдержки при 1210 °С под CMASв течение 10 ч (в)

27

мического слоя и не задерживает растворение (диф-фузию) оксида иттрия в CMAS с соответствующимуменьшением его содержания в слое YSZ.

Оплавление поверхностной зоны керамическогослоя приводит к замедлению диффузионных про-цессов, по сравнению с YSZ, осажденной в стандар-тных условиях при выдержке под слоем CMAS при1210 °С в течение 2 ч. Однако увеличение длитель-ности отжига до 10 ч сопровождается резким сниже-нием концентрации иттрия на поверхности (до0,25 %).

Таким образом, дополнительная обработка по-верхности керамики электронным лучом с цельюспекания и уплотнения вплоть до оплавления непривела к существенному замедлению или предот-вращению взаимодействия YSZ со смесью CMAS.

На рис. 3—7 приведены структуры YSZ, YSZ ++ Al2O3, YSZ + В2O3, YSZ + Gd2O3 в исходномсостоянии, после выдержки при 1210 °С под CMASв течение 2 и 10 ч.

Металлографические исследования внешнегокерамического слоя YSZ показали, что керамикаимеет структуру, характерную для конденсатов, по-

лученных электронно-лучевым осаждением. Раз-мер поперечного сечения единичного кристаллитасоставляет 8...15 мкм, межкристаллитных пор –не более 1 мкм (рис. 3, а).

После отжига при 1210 °С под слоем CMAS про-исходит взаимодействие YSZ со смесью оксидов(СаО, МgO, Al2O3, SiO2). В межстолбчатых пус-тотах слоя YSZ появляются частицы оксидов CMASокруглой формы размером 1,0...1,5 мкм, в единич-ных случаях – до 5,0 мкм. При увеличении време-ни отжига под слоем CMAS количество частиц раз-мером до 5 мкм возрастает. Рассматриваемое базо-вое покрытие выдерживает отжиг в течение 1 ч подCMAS без сколов внешнего керамического слоя,однако после 2 ч отжига на образцах обнаруженысколы керамики, локализированные под каплейCMAS и ее периметру (рис. 3, б, в).

Введение в приповерхностный слой керамикиоксидов алюминия, бора или их смеси (в суммеболее 1 %) вызывает формирование слоистой струк-туры вследствие неравномерного распределения ле-гирующей добавки по толщине слоя. Модифициро-вание уплотняет структуру поверхностных слоев

Рис. 4. Микроструктура слоя YSZ + Al2O3 в исходном состоянии (а); после выдержки при 1210 °С под CMAS в течение 2 (б) и10 ч (в)

28

керамики, при этом межкристаллитные порыуменьшаются, их размер не превышает 1 мкм. Не-значительное количество (менее 1 мас. %) добавоксущественного изменения структуры YSZ в состо-янии после осаждения не вызвало.

Металлографические исследования показали,что покрытия, содержащие оксиды бора (рис. 5) иалюминия (0,8 %) (рис. 4), а также их смеси(11,0 % Al2O3) после отжига подверглись значи-тельному воздействию агрессивной CMAS смеси.Наиболее активное (по сравнению с другими систе-мами легирования) взаимодействие обнаружено впокрытиях, содержащих B2O3 (рис. 5). Так, разру-шение ТБП с внешним слоем YSZ + B2O3 наступилоуже после отжига при 1210 °С в течение 1 ч, а глу-бина видимых структурных изменений в системеYSZ + Al2O3 + B2O3 была на порядок большей (30......45 мкм), по сравнению с системой YSZ + Al2O3(3...5 мкм). Перспективной с точки зрения предот-вращения развития взаимодействия с CMAS явля-ется система YSZ + Al2O3 c высоким содержаниемоксида алюминия (не менее 24 %). Обнаружено,что отжиг при 1210 °С в течение 2 ч под слоем CMAS

вызывает видимые структурные изменения на глу-бину не более 8 мкм.

Незначительные изменения в структуре внеш-них слоев керамики после отжига под CMAS в те-чение 2 ч обнаружены и в системе, легированнойоксидом гадолиния с градиентом по химическомусоставу (максимальное содержание оксида гадоли-ния у поверхности слоя – 24 %). Глубина видимыхструктурных изменений составила 3...5 мкм(рис. 6, б). ТБП с градиентным содержанием окси-да гадолиния по толщине керамического слоя непоказало сколов керамики даже после отжига 10 чпри 1210 °С (рис. 6, б).

К негативным факторам воздействия CMAS сле-дует отнести не только их взаимодействие с мате-риалом керамического слоя, но и со слоем оксидаалюминия (TGO), растущим в процессе эксплуа-тации ТБП на межфазной границе связующийслой/керамика. Подобное явление отмечено в ра-боте [14]. Присутствие CMAS увеличивает скоростьроста пленки TGO примерно в два раза. В структурепленки появляются дополнительные составляю-щие, обогащенные алюминием, кремнием, кальцем,

Рис. 5. Микроструктура слоя YSZ + B2O3 в исходном состоянии (а); после выдержки при 1210 °С под CMAS в течение 2 (б) и10 ч (в)

29

цирконием. Разрушение ТБП происходит по меж-фазной границе TGO/YSZ.

На рис. 7 представлены результаты определениямикротвердости по толщине керамического слоя.Видно, что отжиг при 1210 °С под слоем CMAS(сплошные линии) существенно повышает микро-твердость покрытия, по сравнению с покрытиями,отожженными при тех же условиях, но без слояCMAS (штриховые линии). Наименьший эффектот действия CMAS отмечен при модифицированииповерхности керамического покрытия оксидом га-долиния, где высокие значения микротвердости ха-рактерны только для поверхности покрытия.

Таким образом, исследования показали что,внешний керамический слой YSZ, имеющий столб-чатую микроструктуру, не является преградой дляпроникновения сквозь него элементов, входящих всостав CMAS (кальций, магний, алюминий, крем-ний), при отжиге покрытия при 1210 °С. Процессуспособствует также свойство оксидов СМАS хоро-шо смачивать керамику YSZ. Данный вывод согла-суется с результатами других исследователей, в част-ности, согласно работе [2], для проникновения эле-ментов CMAS слоя толщиной 200 мкм при темпе-ратуре 1240 °С требуется менее 1 мин. Действие

Рис. 6. Микроструктура слоя YSZ + Gd2O3 в исходном состоянии (а); после выдержки при 1210 °С под CMAS в течение 2 (б) и10 ч (в)

Рис. 7. Микротвердость керамического слоя YSZ, YSZ + Al2O3,YSZ + B2O3, YSZ + Gd2O3 после отжига при 1210 °С 2 ч безCMAS (штриховые линии) и под слоем CMAS (сплошныелинии): 1 – YSZ + Al2O3, 2 ч под CMAS; 2 – YSZ, 2 ч подCMAS; 3 – YSZ+ Al2O3, 2 ч без CMAS; 4 – YSZ, 2 ч без CMAS;5 – YSZ + Gd2O3, 10 ч под CMAS; 6 – YSZ + Gd2O3, 10 ч безCMAS; 7 – YSZ Gd2O3, 2 ч под CMAS

30

CMAS больше всего проявляется в верхней зонеслоя YSZ (вследствие взаимодействия c оксидомиттрия) и в зоне, примыкающей к металлическомусвязующему слою (при взаимодействии с TGO).

Исследования структуры поперечного сечениякерамического слоя в его внешней части показали,что CMAS сглаживает столбчатые кристаллиты ипревращает исходную столбчатую структуру YSZ впокрытие с глобулярной структурой на толщину,зависящую при фиксированной температуре от вре-мени отжига.

Анализ элементного состава верхней зоны кера-мического покрытия свидетельствует об обедненииее иттрием. Согласно работам [3, 4, 15], здесь су-ществует возможность растворения YSZ в силикат-ном расплаве c трансформацией тетрагональной мо-дификации YSZ в моноклинную модификацию ок-сида циркония с более низким содержанием оксидаиттрия. В нижней зоне керамического слоя сохра-няется столбчатая структура, что свидетельствует оменьшей степени термохимического воздействияCMAS в этой области. Однако локальный химичес-кий анализ отличается от исходного состояния, чтоуказывает на взаимодействие элементов CMAS спленкой TGO, формирующейся на границе связую-щий слой/керамика в процессе отжига. В результа-те, здесь возможно выделение вторичных кристал-лических фаз на основе Al2O3. Об этом свидетель-ствуют, в частности, высокие значения микротвер-дости керамического слоя вблизи границы TGO/YSZ. На микроструктурах зафиксированы экстре-мально тонкие участки TGO (менее 0,5 мкм), ука-зывающие на растворение TGO в CMAS. Термоме-ханические свойства вновь образованных соедине-ний на границе с TGO увеличивают восприимчи-вость покрытия к скалыванию.

В соответствии с результатами анализа временидо разрушения покрытия в процессе отжига при1210 °С наиболее эффективным является введениев верхний слой керамики оксидов Al2O3 и Gd2O3(до 24 мас. %). Поскольку твердые соединения ZrO2и Al2O3 существенно не смешиваются, оксид Al2O3взаимодействует со CMAS, повышая его темпера-туру плавления и вязкость, что снижает эффектив-ность проникновения CMAS в керамику [16]. Кро-ме того, результаты химического анализа показы-вают достаточно высокую концентрацию иттрия наповерхности покрытия после отжига под воздей-ствием CMAS.

Наибольший положительный эффект обнару-жен при градиентном легировании верхнего слоякерамики оксидом Gd2O3. В этом случае отмеченаминимальная диффузия иттрия в слой CMAS, посравнению с исходным состоянием, и наименьшаяглубина проникновения элементов CMAS в процес-се отжига в течение 10 ч. Высокую стойкость плав-леного монокристаллического YSZ с кубическойструктурой против воздействия CMAS можнообъяснить как отсутствием пор, так и более высокимсодержанием оксида иттрия [16].

С точки зрения дальнейшего повышения стой-кости конденсационных ТБП против CMAS перс-пективным представляется оптимизация составаградиентных поверхностных зон керамическогослоя в результате введения в состав частично илиполностью стабилизированного YSZ смеси различ-ных оксидов, в том числе тугоплавких и редкозе-мельных металлов. Применение одностадийной тех-нологии нанесения градиентных ТБП путем испа-рения композиционного керамического слитка,имеющего вставки этих оксидов в донной частислитка [12, 13], обеспечит высокую эффективностьиспользования дорогостоящих редкоземельных ок-сидов.

Авторы выражают глубокую признательностьсотруднице нашего института Л.А. Крушинскойза оказанную помощь в подготовке и исследованииобразцов.

1. Damage mechanisms, life prediction and development ofEB-PVD thermal barrier coatings for turbine airfoils /T. Strangman., D. Raybould, A. Jamel, W. Baker // Surf.coat. Technol. – 2007. – 202. – P. 658—664.

2. Levi C.G. Emerging materials and processes for thermalbarrier systems // Curr. opin. solid state mater. Sci. –2004. – № 38. – P. 77—91.

3. Wellman R, Whiteman G, Nicholls I.R. CMAS Corrosionof EBPVD TBC: identifying the minimum level to initiatedamage // Intern. J. refract. met. hard mater. – 2010. –28, № 1. – P. 124—132.

4. Kramer S., Yang I., Levi C.G. Thermomechanical interacti-on of thermal barrier coatings with molten CaO—MgO—Al2O3—SiO2 (CMAS) deposits // J. American ceram.soc. – 2006. – 89, № 10. – P. 3167—3175.

5. Influence of EB-PVD TBC microstructure on thermal barri-er coating performance under cyclic oxidation conditions /P. Leyen, U. Schulz, B. Pint, I. Wright // Surf. coat.technol. – 1999. – 120—121. – P. 68—76.

6. Environmental degradation of thermal-barrier coatings bymolten deposits / C.G. Levi, J.W. Hutchinson, M.-H.Vidal-Setif, C.A. Johnson // MRS Bulletin. – 2012. –37. – P. 932—947.

7. CMAS degradation of environmental barrier coatings /K. Grant, S. Kramer, J. Lofvander., C.G. Levi // Surf.Coat. Technol. – 2007. – 202. – P. 653—657.

8. A delamination mechanism for the thermal barrier coatings toCMAS infiltration / C. Mercer, S. Faulhaber, A. Evans,R. Darolia // Acta Mater. – 2005. – 53. – P. 1029—1039.

9. Kramer S., Yang J., Levi C.G. Infiltration – inhibitingreaction of gadolinium zirconate thermal barrier coatingswith CMAS melts // J. American сeram. soc. – 2008. –91, № 2. – P. 576—583.

10. CMAS-resistant thermal barrier coatings (TBC) / A.K. Rai,R.S. Bhattachrya, D.E. Wolfe, T.J. Eden // Intern. J.Appl. Ceram. Tec. – 2010. – 7, № 5. – P. 662—674.

11. Mechnich P., Braue W., Schulz U. High-temperature corro-sion of EB-PVD yttria partially stabilized zirconia thermalbarrier coatings with an artificial volcanic ash overlay //J. American ceram. Soc. – 2011. – 94, is. 3. – P. 925—931.

12. Movchan B.A., Yakovchuk K.Yu. Graded thermal barriercoatings, deposited by EB-PVD // Surf. coat. technol. –2004. – 188—189. – P.85—92.

13. Movchan B.A., Yakovchuk K.Yu. Advanced graded protec-tive coatings, deposited by EB-PVD // Mater. Sci. Fo-rum. – 2007. – 546—549. – P. 1681—1688.

14. 10 Years-activities at onera on advanced thermal barrier co-atings / M.-P. Bacos, J.-M. Dorvau, S. Landais et al. //Aerospace lab. – 2011. – Is. 3. – P. 1—14.

15. Degradation of EB-PVD thermal barrier coatings caused byCMAS deposits / Hui Peng, Lu Wang, Lei Guo et al. //Prog. Nat. Sci.: Mater. Inter. – 2012. – 22. – P. 461—467.

16. Drexler J.M., Ortiz A.L., Padture N.P. Composition effectof thermal barrier coatings ceramics on their interactionwith molten Ca—Mg—Al-silicate (CMAS) glass // ActaMater. – 2012. – 60. – P. 5437—5447.

31

Present state-of-the-art of investigations on mechanism of fracture of thermal barrier coatings with external ceramiclayer on the base of a partially stabilized zirconium dioxide ZrO2—8 % Y2O3 (YSZ)as a result of interaction with oxidesof calcium, magnesium, aluminium and silicon (CMAS) at high temperature was analyzed. Results of investigations ofCMAS interaction with different variants of condensation coatings with external ceramic layer YSZ, deposited by asingle-stage electron beam technology, including gradient coatings with additions of Al2O3, B2O3 and Gd2O3 in theprocess of air annealing at 1210 °C are given. The change of chemical composition, microstructure and microhardnessof external ceramic layer ZrO2—8 % Y2O3 with additions after annealing was investigated. It was found that in theannealing process the penetration of molten CMAS along the boundaries of columnar crystallites of ceramic layer andits chemical interaction with YSZ, accompanied by decrease in content of yttrium oxide in YSZ are occurred. Moreover,diffusion of CMAS to the interface with metallic sublayer and interaction with the layer on aluminium oxide base isalso observed that can lead to premature fracture of the coating. It is shown that the condensation coatings with externalceramic layer, having a gradient distribution of gadolinium oxide, are characterized by the highest fracture resistanceunder the effect of CMAS. Ref. 16., Figs. 7.

K e y w o r d s : electron beam evaporation and condensation in vacuum; gradient thermal barrier coatings; externalceramic layer ZrO

2—8 % Y

2O

3; interaction of CMAS with ZrO

2—8 % Y

2O

3 at high temperature; increase in life of

ceramic layer; additions of Al2O

3, B

2O

3, Gd

2O

3 in ZrO

2—Y

2O

3

Поступила 24.05.2013

32

УДК 669.187.58

ОПТИМИЗАЦИЯ ПЛАЗМЕННО-ДУГОВОЙ ВЫПЛАВКИФЕРРОСПЛАВОВ ИЗ ОТХОДОВ ТУГОПЛАВКИХ

И ВЫСОКОРЕАКЦИОННЫХ МЕТАЛЛОВНА ДИСПЕРСНОЙ ПОДЛОЖКЕ

В.Н. Коледа, В.А. Шаповалов, Ф.К. Биктагиров, В.Р. БурнашевИнститут электросварки им. Е.О.Патона НАН Украины.

03680, г. Киев-150, ул. Боженко, 11. E-mail: office@paton.kiev.ua

Отходы тугоплавких и высокореакционных металлов, таких как титан, цирконий, молибден, вольфрам, ниобий,зачастую целесообразно перерабатывать путем выплавки из них высококачественных ферросплавов. Для этогоможно использовать плазменно-дуговую гарнисажную плавку, обеспечивающую высокотемпературный нагрев,отсутствие огнеупорной футеровки и инертную атмосферу в плавильном пространстве. При выплавке ферросплавовсущественного уменьшения удельных расходов электроэнергии и плазмообразующего газа достигают при плавкена дисперсной подложке, представляющей собой слой дробленого металла, изолирующего выплавляемый феррос-плав от охлаждаемой плавильной емкости. Рассмотрена возможность подобной плавки в неохлаждаемой стальнойформе. Экспериментально показано, что при выплавке 70%-го ферротитана толщина дисперсной подложки должнабыть не менее 20 мм, а для исключения чрезмерного нагрева стенок формы и ее коробления слой подложки следуетподдерживать на уровне 40...50 мм. В ходе исследований установлено, что способ плазменно-дуговой плавки надисперсной подложке позволяет использовать для выплавки различных ферросплавов стальные неохлаждаемыеплавильные емкости. Это значительно упрощает и удешевляет применяемую оснастку, обеспечивает снижение удель-ных расходов электроэнергии и плазмообразующего газа на 20...30 %. В итоге открываются новые технологическиевозможности производства высококачественных ферросплавов из отходов тугоплавких и высокореакционных ме-таллов, особенно при использовании многоплазмотронной схемы плавки на промышленных установках большоймощности и производительности. Библиогр. 9, табл. 1, ил. 2.

Ключ е вы е с л о в а : плазменно-дуговая плавка; отходы; ферросплавы; дисперсная подложка; неохлаждаемаяформа; тугоплавкие металлы; удешевление оснастки

Образующиеся в различных отраслях промышлен-ности отходы тугоплавких и высокореакционныхметаллов (титан, цирконий, молибден, вольфрам,ванадий, ниобий) по тем или иным причинам (повы-шенная загрязненность, сложность разделения поточно определенному марочному составу и т.д.) не-редко затруднительно перерабатывать для исполь-зования в дальнейшем в качестве первичного ме-талла. Поэтому целесообразнее переплавлять по-добные отходы для получения ферросплавов соот-ветствующих металлов.

Использование тигельных индукционных пе-чей, наиболее приспособленных для плавки метал-лических отходов [1, 2], ввиду высоких значенийтемпературы плавления указанных металлов либоих реакционной способности не всегда возможнолибо затруднено, особенно при получении феррос-плавов с повышенным содержанием основного эле-

мента. Кроме того, для обеспечения хорошего каче-ства таких ферросплавов [3], чаще всего применя-емых при производстве качественных сталей и спла-вов [4], предпочтительнее использовать специаль-ные виды плавки, где не только исключается загряз-нение получаемого продукта в процессе переработ-ки, но и осуществляется его рафинирование. В этомотношении перспективной может быть плазменно-дуговая плавка [5—8], сочетающая концентрирован-ный высокотемпературный нагрев, отсутствие кон-такта металла с огнеупорной футеровкой и инерт-ную атмосферу в плавильном пространстве.

Показано, что применение способа плазменно-дуговой плавки на дисперсной подложке, представ-ляющей собой слой дробленого металла того же сос-тава, что и выплавляемый, позволяет существенносократить затраты электроэнергии и плазмообразую-щего газа при выплавке ферросплавов из лома и

© В.Н. КОЛЕДА, В.А. ШАПОВАЛОВ, Ф.К. БИКТАГИРОВ, В.Р. БУРНАШЕВ, 2013

33

отходов тугоплавких и высокореакционных метал-лов [9]. Однако ввиду того, что дисперсная подлож-ка занимает до 30 % рабочего объема кристаллиза-тора, это приводит к значительному уменьшениюмассы выплавляемого слитка в конкретной водоох-лаждаемой плавильной емкости.

Увеличения количества переплавляемой за однуплавку шихты можно достичь за счет применениякристаллизатора большей емкости. Однако это при-водит к усложнению конструкции кристаллизатора,возрастанию затрат на дорогостоящую медь и обще-

му увеличению затрат на осуществление плазмен-но-дуговой плавки.

Поскольку дисперсная подложка может полно-стью изолировать дно и стенки формы от контактас выплавляемым металлом, предложено опробо-вать плавку на дисперсной подложке в стальномневодоохлаждаемом коробе. Для реализациитакой схемы плавки возникла необходимость вопределении оптимальной толщины дисперснойподложки, которая гарантированно предотвратитпроплавление дна и стенок короба. С этой цельюисследовали распространение температурныхполей в дисперсном слое на примере выплавки70%-го ферротитана из титанового и стальноголома.

Для экспериментов использовали стальную из-ложницу с внутренним диаметром 300 мм и высо-той 300 мм. В слое дисперсной подложки, состоя-щей из частиц ферротитана фракцией 5...15 ммобщей массой 30 кг, на разном расстоянии от днаизложницы по ее центру установлены три термо-пары. На дисперсную подложку загружали 7 кгтитанового и стального лома для получения 70%-гоферротитана. Шихту расплавляли расположен-ным по центру изложницы плазмотроном. Приэтом значение тока составляло 950 А, напряжениега дуге – 50...60 В, время плавки – 20 мин.Схема эксперимента приведена на рис. 1.

По завершении плавки и полного остыванияизложницы из нее извлекли слиток выплавленногоферротитана диаметром около 200 мм, толщиной55...60 мм и массой 12 кг. Слой оставшегосядисперсного слоя составлял с боковой части этогослитка 75...80 мм, а со стороны донной части –около 100 мм и массой 25 кг.

Результаты измерений значений температуры втрех контролируемых точках в течение 60 мин отначала плавки приведены на рис. 2. Как видно,температура в дисперсной подложке на расстоянии15...20 мм от слитка (термопара 1) не превышала1000 °С. На большем удалении от слитка заметныйрост температуры отмечен только после окончанияплавки (термопары 2, 3). Это свидетельствует овысоких теплоизоляционных свойствах дисперснойподложки и позволяет сделать вывод о возможномиспользовании для плавки 70%-го ферротитанастального короба при условии теплоизоляции слит-ка как от дна, так и от его стенок слоем дисперснойподложки толщиной не менее 20 мм. Для исклю-чения проплавления стенки формы, уменьшения еечрезмерного нагрева и коробления слой подложкиследует поддерживать на уровне 40...50 мм.

С целью проверки возможности плазменно-ду-говой выплавки в неохлаждаемой форме ферроти-тана, а также других ферросплавов из высокореак-ционных и тугоплавких металлов изготовлен сталь-ной короб из листа толщиной 8 мм с наружнымиразмерами 800×400×150 мм. Дисперсный слой из ма-териала с химическим составом, соответствующим вы-

Рис. 1. Схема экспериментальной плавки: а – до плавки; б –после; 1 – диасперсная подложка; 2 – шихта; 3 – плазмотрон;4 – спеченный слой металла; 5 – слиток

Рис. 2. Изменение температуры в дисперсном слое: 1 – t1; 2 –t2; 3 – t3

34

плавляемому ферросплаву, укладывали на дно и попериметру короба вдоль его боковых стенок.

Режимы плавки аналогичны применяемым привыплавке ферросплавов в медном водоохлаждае-мом кристаллизаторе [6]. Амплитуду колебаний ду-ги плазмотрона подбирали таким образом, чтобыширина слитка не превышала 250...270 мм, обеспе-чивала полное расплавление шихты и незначитель-ное оплавление дисперсной подложки. При этомкак по бокам, так и на дне короба после переплавадолжно было остаться гарантировано 20 мм дисперс-ного слоя, что обеспечивало проведение плавки безпрожига оснастки и вытекания жидкого металла.

В таблице приведены данные экспериментов повыплавке различных ферросплавов в неохлаждае-мой форме на дисперсной подложке. Там же пока-заны аналогичные показатели плазменно-дуговойплавки ферросплавов в горизонтальном кристалли-заторе [7].

При сравнении полученных результатов с дан-ными, имеющимся в работе [7], видно, что примене-ние плазменно-дугового переплава шихты в сталь-ном коробе на дисперсной подложке позволило уве-личить массу выплавляемого металла, на 20...30 %сократить удельный расход электроэнергии и арго-на. Также отмечено значительное увеличение раз-меров жидкой ванны, по сравнению с таковой приплавке в кристаллизаторе. Это дало возможностьза счет лучшего усреднения переплавляемых мате-риалов уменьшить разницу в химическом составеферросплавов по сечению выплавляемого слитка.Так, например, при выплавке 70%-го ферротитанаколебание концентрации титана по ширине слиткане превышало 0,6, а по длине – 1,0 %.

Энергетические показатели плавки ферротитанана дисперсной подложке в стальном коробе близкик таковым при плавке в горизонтальном кристалли-заторе на дисперсной подложке [6]. Только ввидутого, что при одних и тех же размерах плавильнойкамеры внутренний рабочий объем стального коро-ба за счет меньшей толщины ее стенок больше, массаединоразово выплавляемого ферросплава была так-же существенно (почти в два раза) больше.

О преимуществах использования неохлаждае-мой формы при соответствующей изоляции ее сте-нок от получаемого слитка свидетельствуют резуль-таты выплавки ферросплавов FeV, FeNb, FeMo(таблица). При этом с учетом более высокой тем-пературы плавления этих ферросплавов, по сравне-нию с ферротитаном, режимы плавок выбирали та-ким образом, чтобы толщина нерасплавившейсядисперсной подложки составляла не менее 40 мм.

В ходе исследований установлено, что примене-ние дисперсной подложки при плазменно-дуговойплавке обеспечивает не только улучшение техноло-гических и экономических показателей процесса,но позволяет использовать для выплавки различ-ных ферросплавов стальные неохлаждаемые пла-

вильные емкости. Это значительно упрощает и уде-шевляет применяемую оснастку, открывает новыетехнологические возможности, особенно при ис-пользовании многоплазмотронной схемы плавки напромышленных установках большой мощности ипроизводительности.

1. Фарбман С.А., Колобнов И.Ф. Индукционные печи дляплавки металлов и сплавов. – М.: Металлургия,1968. – 496 с.

2. Брокмайер К. Индукционные плавильные печи. – М.:Энергия, 1972. – 304 с.

3. Гасик Л.Н., Игнатьев В.С., Гасик Н.И. Структура и ка-чество промышленных ферросплавов и лигатур. – Киев:Техника, 1975. – 151 с.

4. Меськин В.С. Основы легирования стали. – М.: Метал-лургия,1964. – 684 с.

5. Лакомский И.И. Плазменнодуговой переплав. – Киев:Техника, 1974. – 336 с.

6. Бурнашев В.Р., Жадкевич М.Л., Шаповалов В.А. Плаз-менно-дуговая плавка и литье тугоплавких металлов //Пробл. спец. электрометаллургии. – 2002. – № 2. –С. 35—38.

7. Применение плазменно-дугового переплава техногенныхотходов в подвижном горизонтальном кристаллизаторедля получения качественных ферросплавов и лигатур /В.Н. Коледа, В.А. Шаповалов, Г.Ф. Торхов, А.В. Аксин-ченко // Современ. электрометаллургия. – 2006. –№ 4. – С. 20—23.

8. Бурнашев В.Р. Плазменно-дуговая гарнисажная (ПДГП)плавка ферросплавов и лигатур // Вестник ДГМА. –2009. – № 1. – С. 76—78.

9. Плазменно-дуговая плавка на дисперсной подложке вподвижном горизонтальном кристаллизаторе / В.Н. Ко-леда, В.А. Шаповалов, Ф.К. Биктагиров и др. // Совре-мен. электрометаллургия. – 2012. – № 1. – С. 41—44.

Технологические показатели выплавки ферросплавов

Маркаферро-сплава

Массоваядоля

легирующего элемента, %

Массавыплавляе-мого в однойплавкеферро-сплава, кг

Затратыэлектро-энергии,кВт⋅ч/кг

Расходаргона, л/кг

FeTi 28...40 80...8560...70

0,90...0,951,1...1,2

60...6570...80

FeTi 60...70 60...7050...55

1,0...1,11,2...1,5

70...7580...90

FeV 30...40 60...7050...55

1,5...1,82,0...2,3

105...110120...140

FeV 60...70 50...6040...45

1,7...2,02,3...2,7

115...120130...150

FeNb 30...40 55...6545...50

1,8...2,02,2...2,6

105...110120...140

FeNb 50...60 50...5540...45

2,0...2,32,5...2,8

110...120130...150

FeMo 50...60 40...5030...35

2,8...3,03,3...3,7

140...145150...170

Примечание. В числителе приведены показатели выплавкив стальном коробе на дисперсной подложке, в знаменате-ле – в кристаллизаторе.

35

It is often rational to recycle the wastes of refractory and highly-reactive metals, such as titanium, zirconium, molybdenum,tungsten, niobium by melting out of high-quality ferroalloys from them. For this purpose, it is possible to use theplasma-arc skull melting, providing the high-temperature heating, absence of refractory lining and inert atmosphere inthe melting space. In melting of ferroalloys the significant decrease in specific consumptions of electric power andplasma-forming gas is attained during melting on a dispersed substrate, representing a layer of a crushed metal, isolatingthe ferroalloy being melted from a cooled melting mould. The feasibility of such melting in a non-cooled steel mould isconsidered. It is shown experimentally that in melting of 70 % ferrotitanium the thickness of a dispersed substrate shouldbe not less than 20 mm, and to avoid an excessive heating of the mould walls and its distortion the substrate layershould be maintained at the level of 40...50 mm. It was found during the investigations that the method of plasma-arcmelting on the dispersed substrate allows applying the steel non-cooled melting moulds for melting different ferroalloys.This greatly simplifies and making less expensive the equipment being used, and reduces the specific consumptions ofelectric power and plasma-forming gas by 20...30 %. As a result, the new technological opportunities are open for theproduction of high-quality ferroalloys from wastes of refractory and highly-reaction metals, in particular when applyingthe multi-plasmatron scheme of melting in industrial powerful high-efficient installations. Ref. 9, Table 1, Figs. 2

K e y w o r d s : plasma-arc melting; wastes; ferroalloys; dispersed substrate; non-cooled mould; refractory metals;low-cost equipment

Поступила 26.04.2013

36

УДК 669.187.58

ПЛАЗМЕННЫЙ ПРОЦЕСС ПОЛУЧЕНИЯ«СОЛНЕЧНОГО» КРЕМНИЯ

С.В. ПетровИнститут газа НАН Украины.

03113, Украина, Киев 113, ул. Дегтяревская, 39. E-mail: Petrov.St.V@nas.gov.ua

Выполнен расчет непрерывного высокопроизводительного технологического процесса получения «солнечного»кремния способом плазменного пиролиза моносилана при температуре, превышающей температуру его плавления,когда разложение моносилана проходит через газообразный кремний с последующей гомогенной конденсацией вчастички кремния и гетерогенной – на поверхность расплава. При разработке нового процесса плазменного пиролизамоносилана следует руководствоваться следующими требованиями: высокая единичная производительность агре-гата, более 100 кг/ч SoG—Si; удельный расход электроэнергии не более 60 кВт⋅ч/кг SoG—Si; качество кремния нехуже чем, полученного из того же исходного сырья по технологии Siemens CVD; полученный кремний должениметь удобную для дальнейшей переработки форму; плазменный агрегат должен отличаться низкой металлоем-костью, высокой степенью автоматизации и ремонтоспособности; технология и оборудование должны быть конку-рентоспособны и оригинальны. Плазменное разложение предполагает наличие инертного теплоносителя. Анализпиролиза газа прекурсора моносилана в водородной плазме свидетельствует о том, что какие-либо термодинамическиеи кинетические запреты и ограничения термического разложения моносилана при температуре выше плавлениякремния из газообразного состояния в паровую, затем жидкую фазу отсутствуют. На базе данного процесса возможносоздание высокопроизводительного оборудования для непрерывного получения дешевого высокочистого кремнияблагодаря низким капитальным и эксплуатационным затратам. Теоретический предел по энергозатратам на полу-чение плазмохимического кремния равняется 3...5 кВт⋅ч/кг SoG—Si. При полезной мощности плазмотрона 100 кВтпроизводительность по кремнию составит около 25 кг/ч. Использование плазменного пиролиза моносилана поз-воляет организовать непрерывный процесс получения кремния, в отличие от традиционной цикличной Siemens CVDтехнологии. Высокая скорость реакций пиролиза (1⋅10—5 с) за счет повышенной температуры, температуры процесса,более температуры плавления кремния (≥1415 °С) обеспечивает сравнительно малые размеры рабочей зоны(0,1...0,2 м), а также габаритов и массы всего реактора. Библиогр. 7, ил. 9.

Ключ е вы е с л о в а : плазма; моносилан; кремний; пиролиз; плазмообразующий газ; конденсация; энергозат-раты

В настоящее время активно разрабатываются тех-нологии, позволяющие обеспечить крупнотоннаж-ное производство дешевого кремния «солнечного»качества (SoG—Si). Развивается нетрадиционныйподход непрерывного высокопроизводительногополучения дешевого «солнечного» кремния плаз-менным пиролизом моносилана при температуре,превышающей температуру плавления кремния [1].По оценке фирмы Schmid Silicon TechnologyGmbH, это позволит иметь цену SoG—Si на уровне16 евро/кг [2], что является главной целью фирм,производителей высокочистого кремния при ком-мерческой реализации прогнозов развития «солнеч-ной» энергетики.

Разработка концепции плазменного пиролизамоносилана исходит из выполнения следующих тре-бований:

высокая единичная производительность агрега-та, более100 кг/ч SoG—Si;

удельный расход электроэнергии, не более60 кВт⋅ч/кг SoG—Si;

качество кремния, не хуже полученного из тогоже исходного сырья по технологии Siemens CVD;

полученный кремний должен иметь удобную длядальнейшей переработки форму;

плазменный агрегат должен отличаться низкойметаллоемкостью, высокой степенью автоматиза-ции и ремонтоспособности;

технология и оборудование должны быть конку-рентоспособны и оригинальны.

Разрабатываемый процесс основан на следую-щих положениях. Единственным технически до-ступным способом нагрева больших объемов газа срасходом в сотни метров кубических в час до зна-чений температуры 3000...10000 °С является плаз-менный электродуговой с помощью электродуговыхгенераторов плазмы – плазмотронов. Современ-ный уровень развития плазмотронной техники обес-печивает длительную непрерывную (в течение500 ч) работу плазмотронов, что позволяет исполь-зовать их для непрерывного крупнотоннажногопроизводства высокочистого кремния.© С.В. ПЕТРОВ, 2013

37

Базовую химико-металлургическую модель про-цесса можно представить в следующем виде. Реак-ция пиролиза моносилана может быть описана та-кой суммарной реакцией:

SiH4 ↔ Si(s) + 2H2.

Эта реакция эндотермическая с затратами тепла105...170 кДж/моль при значениях температуры100...2000 °С.

Кинетика и механизм реакции детально изученыи могут быть представлены в первом приближениидвумя реакциями

гомогенной

SiH4 ↔ SiH2 + H2

с образованием SiH2, который в условиях протека-ния процесса реагирует с моносиланом и другимиреагентами с получением Si2H6.

SiH2 + SiH4 ↔ Si2H6;

гетерогенное разложение SiH4 и SiH2 на твердойSi(s) или жидкой Si(l) фазе

SiH4 → Si(s) + 2H2;

SiH2 → Si(s) + H2.

Эти реакции проходят между четырьмя реаген-тами SiH4, H2, SiH2, Si2H6 и одним твердым илижидким реагентом. При температуре выше темпера-туры плавления кремния происходят следующиепроцессы:

SiH4 ↔ Sig + 2H2, Sig → Sil.

Основой разработки процесса и оборудованиядля плазмохимического производства кремния при-менительно к фотоэлектроэнергетике является ин-

женерная методика их расчета. Процесс включаеттакие основные операции:

генерирование водородно-аргоновой плазмен-ной струи со среднемассовой температурой 2500......3500 °С и скоростью истечения 400...800 м/с;

равномерный поперечный раздробленный струй-ный вдув газа прекурсора (моносилана) в сносящийпоток водородной плазмы при соотношении массо-вых расходов SiH4/H2 в пределах 1/1...5/1;

формирование двухфазного (водород + парыкремния) потока с температурой 1800...2000 °С вплазменном модуле пиролиза;

тангенциальный ввод двухфазного потока в ви-хревую камеру реактора конденсора с температуройстенки 1400...1450 °С;

разделение паров кремния и водорода в вихре-вом конденсоре под действием инерционных силвихревого движения из-за большой разности массыкремния и водорода. Кремний отжимается к стенкеи переходит в расплав, который стекает на дно реак-тора. Водород удаляется.

При разработке нового процесса проанализиро-ваны условия с максимальным приближением кпринятым схемным решениям, т.е. на первом эта-пе – расчет параметров процесса в плазменном мо-дуле пиролиза моносилана плазмохимического ре-актора непрерывного получения расплава кремния(рис. 1), на втором, – конденсация паров кремнияв конденсоре.

Допущения к расчету, первый этап:плазма на срезе сопла в зоне d1 перед областью

смешения с моносиланом находится в состояниитермодинамического равновесия;

длина области смешения плазмы с моносиланомL2 совпадает с длиной пути полного разложениямоносилана на водород и атомарный кремний;

продукты пиролиза моносилана в канале (зонаd2) находятся в состоянии термодинамического рав-новесия;

Рис. 1. Схема узла пиролиза моносилана с характерными зонами

38

канал L3 за зоной d2 является кинетической об-ластью, в которой происходит конденсация паровкремния на стенке в расплав кремния, сдувание рас-плава газовым потоком; образование и рост частицкремния с формированием двухфазного потокаH2 + Ar + частицы кремния; течение считается адиа-батическим; химически эволюционирующая систе-ма состоит из описываемых термодинамическимипараметрами частей, находящихся в двух состоя-ниях – холодного, не перемешанного сырья, и го-могенной однородной смеси сырья, а также плазмыв состоянии квазиравновесном в данный моментвремени;

химические превращения в системе возможнытолько в квазиравновесном состоянии и представ-ляют собой совокупность переходов по заданномумеханизму элементарных химических реакций с из-вестными тепловыми эффектами и константами ско-ростей, определяемыми зависимостью Аррениуса;

данные химические изменения не оказывают су-щественного влияния на процессы массообмена. Ли-митирующей стадией является турбулентное пере-мешивание;

изменение термодинамических условий от зоныd1 к зоне d2, определяющих квазиравновесное сос-тояние, рассматривается на основании обобщенногоуравнения теплового баланса, построенного в при-ближении уравнений термодинамики, уравнениясостояния идеального газа и уравнения неразрыв-ности;

расчет течения в канале ведется по среднемас-совым параметрам.

Термодинамический анализ свидетельствует отом, что моносилан – это искусственное образова-ние, которое уже при температуре окружающей сре-ды разлагается на кремний и водород. Однако ско-рости установления термодинамического равнове-сия при невысоких температурах весьма низки. До-стижение термодинамического равновесия в про-цессе разложения моносилана характеризуется на-личием индукционного периода, который сущест-венно зависит от температуры [3]. Поскольку тем-пература, при которой происходит термическое раз-ложение моносилана в данном процессе, выше тем-пературы плавления кремния, то это на несколькопорядков повышает скорость достижения термоди-намического равновесия в системе SiH4—Si—SiH2—Ar,поэтому индукционным периодом можно пренеб-речь.

При математическом моделировании физико-химических, тепломассообменных и термогазоди-намических процессов, протекающих при повышен-ной температуре, возникают проблемы, связанныекак с определением состава продуктов реакций, таки с установлением термодинамических и транспорт-ных свойств высокотемпературных сред, которыетоже зависят от состава рабочих тел – многоком-понентных смесей диссоциирующих газов и отдель-ных конденсированных фаз – и являются фун-кциями состояния (температуры, давления, удель-ного объема и т.п.).

Рассмотрение кинетических и тепломассобмен-ных процессов при повышенных температурах, какправило, уже на этапе постановки задачи моделиро-вания приводит к значительным трудностям. В де-тальных расчетных схемах они обычно связаны сматематическими сложностями и отсутствием необ-ходимых «замыкающих» исходных данных, а в уп-рощенных моделях – с чрезмерной схематизациейпроцесса. В связи с этим большую популярностьприобрели именно термодинамические методы мо-делирования, предполагающие, что рабочее тело врассматриваемых процессах образует условно за-мкнутую, изолированную систему, в которой уста-новилось локальное фазовое и химическое равно-весие. В таком приближении состояние системы оп-ределяется лишь содержанием в ней химическихэлементов и значением двух параметров состояния.Правомерность использования термодинамическиравновесного приближения в нашем случае оправ-дывается высоким уровнем концентрации энергиив рассматриваемых объемах и, следовательно, вы-сокими скоростями протекания процессов превра-щения, мгновенно приводящими среду в состояниелокального равновесия.

На рис. 2 приведена расчетная зависимость рав-новесных составов продуктов реакций SiH4 == SiH2 + Si + H2 от температуры для случая, когда«запрещена» конденсация кремния. Зависимоститакого рода важные. Они имеют место в реальномразрабатываемом высокотемпературном процессе,когда разложение моносилана проходит через газо-образный кремний с последующей гомогенной кон-денсацией в частички кремния, в отличие от стан-дартных низкотемпературных (до 1000 °С) процес-сов осаждения кремния из моносилана или из три-хлорсилана на поверхности в стержневых реакто-рах или в кипящем слое.

В соответствии с принятой схемой протеканияпроцессов высокотемпературного разложения мо-носилана SiH4 для моделирования последней ста-дии (конденсации паров кремния) необходимо зна-ние зависимости давления насыщенных паров крем-ния от температуры фазового перехода. Разностьмежду парциальным давлением паров кремния PSiв газовой смеси и давлением насыщенных паровPSi∗ зависит от концентрационного напора, опреде-

Рис. 2 Расчетная зависимость равновесного состава продуктовреакции SiH4 = SiH2 + Si + H2 от температуры: 1 – H2; 2 – Si;3 – SiH2; 4 – SiH4

39

ляющего скорость межфазного обмена. Для устано-вления зависимости давления насыщенных паровкремния от температуры проведены расчеты по оп-ределению температуры кипения кремния при раз-личных давлениях. Аппроксимация этих данныхдала температурную зависимость для давления на-сыщенных паров кремния (рис. 3).

С использованием результатов термодинамичес-ких расчетов разработано математическое обеспе-чение с программной реализацией для вычисленияматериального и энергетического балансов плазмен-ного процесса разложения моносилана. Используяразличные соотношения моносилана и плазмообра-зующего газа H2 + Ar, состав которого также варьи-ровался, рассчитывали основные показатели про-цесса термического разложения моносилана при за-данных значениях мощности плазмотрона и конст-руктивных характеристик плазменного модуля.

Основные показатели процесса разложения мо-носилана (температура, теплосодержание плазмы,продукты пиролиза, скорость истечения, время пре-бывания газовой смеси в реакционном объеме и др.)приведены на рис. 2, 3, скомпонованных для соот-ветствующих значений исходных параметров: за-данной мощности плазмотрона, соотношений плаз-мообразующего газа и моносилана, а также составаплазмообразующего газа.

На рис. 4 показаны зависимости удельных энер-гозатрат, необходимых для получения 1 кг кремния,от температуры при массовом соотношении моно-

силана и плазмообразующего газа (SiH4/m).Объемное соотношение – H2/Ar = 1,0; 0,9/0,1;0,95/0,05. На рис. 4 заданы пределы рабочей тем-пературы продуктов пиролиза (1800...2300 K –левый заштрихованный прямоугольник). C учетомзаданных пределов рабочей температуры опреде-ляли необходимый диапазон значений температурыплазмы перед смешением с моносиланом (правыйзаштрихованный прямоугольник). Здесь наклады-вается ограничение на достижимую удельную мощ-ность плазмотрона, принятую в пределах 2......7 кВт⋅ч/нм3 плазмообразующего газа. Анализкривых на рис. 4 свидетельствует о том, что приплазменном пиролизе моносилана имеется доволь-но сильная зависимость выхода кремния от составаплазмообразующего газа, что иллюстрируется нарис. 5, на котором показана зависимость энергозат-рат от степени разбавления плазмообразующегогаза моносиланом для рабочей температуры смеси1700 K и состава плазмообразующего газа.

На рис. 6 приведены характерные результатырасчетов рабочих параметров для реактора по схе-ме, приведенной на рис. 1 при мощности плазмот-рона 100 кВт. Как видно из расчетов, теоретическийвыход целевого продукта (кремния) увеличиваетсяс уменьшением температуры, при этом уменьшают-

Рис. 3. Зависимость давления P насыщенных паров кремния оттемпературы

Рис. 4. Зависимость удельных энергозатрат, требуемых для получения 1 кг кремния, от температуры при массовом соотношениимоносилана и плазмообразующего газа 1/2

Рис. 5. Зависимости удельных энергозатрат, требуемых для по-лучения 1 кг кремния, от температуры при различных соотно-шениях водорода и аргона в плазмообразующей смеси: 1 –H2/Ar – 1/0; 2 – H2Ar – 0,9/0,1

40

ся удельные энергетические затраты на единицупродукции. Однако в соответствии с разрабатыва-емой технологией температура в реакционном объе-ме не может быть ниже температуры плавлениякремния.

Важно также учесть, что с уменьшением темпе-ратуры экспоненциально падает скорость реакцииразложения моносилана, что может привести к су-щественным потерям кремния из-за уноса с нераз-ложившимся до конца моносиланом. С другой сто-роны, уменьшение температуры обеспечивает боль-шее время пребывания молекул моносилана в реак-ционной зоне за счет снижения скорости пролета,что увеличивает степень превращения исходногосырья. Кроме того, из условий оптимальной экс-плуатации плазмотрона необходимо выдерживатьдиапазон удельной мощности по плазмообразующе-му газу H2 + Ar, в рассматриваемом случае равным2...7 кВт⋅ч/нм3 (выделен штриховыми линиями).

Разработанное математическое обеспечение поз-воляет проводить комплексный анализ влиянияуказанных технологических параметров на показа-тели процесса термического разложения моносила-на и находить оптимум в соответствии с поставлен-ной целью. Плазменное разложение предполагаетналичие инертного теплоносителя. В рассматрива-емом случае это смеси водорода и аргона в различ-ном соотношении. Выполненные расчеты кинетикитермического разложения моносилана позволяютоценить количество его реально прореагировавшегов аппарате, по сравнению с теоретически возмож-ным, полученным в результате термодинамическогорасчета с учетом общего энергетического баланса.

Конструктивные параметры аппарата определя-ют длительность пребывания смеси в реакционнойзоне. При оценке максимально возможного количе-ства переработанного моносилана (полученногокремния) предполагается, что возникновение тер-модинамического равновесия, т.е. весь моносилануспевает полностью разложиться или, по крайнеймере, количество непрореагировавшего моносиланасоответствует своему термодинамически обуслов-ленному значению.

Такое допущение не накладывает ограниченияна время пребывания смеси в зоне реакции. В тоже время полученные оценки времени пребываниясмеси в зоне реакции показывают, что несмотря навысокую скорость процесса разложения (рис. 7) невсегда этот процесс успевает завершиться. Исполь-зование результатов, характеризующих количествопереработанного моносилана (кремния), и временипребывания в зоне реакции совместно с вычислен-ными долями моносилана, который за это времяуспевает разложиться, позволяет оценивать эффек-тивность процесса разложения при различных тем-пературах tr в зоне реакции. Исходя из требованияминимума энергетических затрат на получение 1 кгкремния можно определить оптимальную для дан-ной конструкции аппарата рабочую температуру –tr_opt и соответствующие ей значения максималь-

ной производительности – GSi_kin, минимальныхудельных энергозатрат min QSi_уд_kin, удельноговклада мощности для плазмотрона Qpl_уд_opt и мак-симальной температуры плазмы t_pl_opt. Резуль-таты расчетов приведены для постоянного значенияm = 0,2, отражающего массовое соотношение плаз-мообразующего агента Ar + H2, и моносилана SiH4,которому при различных объемных соотношенияхводород/аргон соответствуют значения γ, вычисля-емые по формуле

γ = (mMSiH2/MAr + H

2),

где MSiH2

= 32 и MAr + H2

= 40xArv + 2(1— xAr

v ) – моле-

кулярные массы моносилана и аргоно-водороднойсмеси (кг/кмоль), в которой объемная доля аргонаравняется xAr

v .Увеличение длительности пребывания в камере

смесителя, например за счет увеличения ее длиныL, позволяет снизить оптимальную рабочую темпе-ратуру, температуру струи на выходе и удельнуюнагрузку плазмотрона, одновременно увеличиваямаксимальную производительность аппарата.

Рис. 6. Зависимость удельной мощности плазменной струи ипродуктов пиролиза моносилана от темрературы: 1 – Qр; 2 –Qп; 3 – Q = 7; 4 – Q = 2

Рис. 7. Скорость разложения моносилана при различных зна-чениях температуры, °С: 1 = 1200; 2 – 1600; 3 – 1800

41

Ввиду отсутствия общепринятых представленийна механизм термического разложения моносилана[4] с одновременным образованием конденсирован-ной жидкой фазы кремния, а также надежных тео-ретических или экспериментальных данных относи-тельно рассматриваемых процессов при высокихзначениях температуры и производительности наданном этапе работы был принят следующий под-ход. Предполагается, что на первом этапе при вду-вании моносилана в струю плазмы, образованнойсмесью водорода и аргона, происходит идеальноесмешение, устанавливается температура, соответст-вующая энергетическому (тепловому) балансу.

В качестве оценки длительности можно принятьусредненное время релаксации для газов, участву-ющих в процессе. В соответствии с принятой оцен-кой для времени установления термического равно-весия и с учетом скорости движения газовой фазыв указанном элементе конструкции можно оценитьдлину участка реакционной зоны, рассматриваемо-го как теплообменник смешения. Затем начинаетсясобственно процесс термического разложения.

Высокая степень перенасыщенности паров крем-ния приводит к образованию мелкодисперсной кон-денсированной фазы (аэрозоля) [5]. Этот процессможно представить в виде одновременно протекаю-щих образования первичных зародышей критичес-кого радиуса Rкр и их последующего роста в резуль-тате тепло- и массообменных процессов между час-тицами и газовой фазой. Оба процесса могут рас-сматриваться в качестве стоков для парообразногокремния. Баланс скоростей поступления парообраз-ного кремния в газовую фазу и его расхода опре-деляет текущую концентрацию (парциальное дав-ление) парообразного кремния. В свою очередь те-кущее значение концентрации влияет на скоростьразложения моносилана, критический радиус и ко-личество образующихся в единицу времени заро-дышей конденсированной фазы, скорость роста от-дельных частиц.

Поскольку разложение моносилана считаетсяэндотермическим процессом, то с энергетической(тепловой) точки зрения данный процесс являетсястоком. Конденсация паров кремния приводит к вы-делению энергии, связанной с фазовым переходом,поэтому процесс образования конденсированнойфазы является источником тепловой энергии. Со-отношением двух процессов определяется текущеезначение температуры в реакционном объеме. В за-висимости от того, при какой рабочей температурепроисходит разложение моносилана с последую-щим образованием конденсированной фазы крем-ния, частицы аэрозоля могут быть в твердом илижидком состоянии. При рабочей температуре, пре-вышающей температуру плавления кремния (рас-сматриваемый случай), процесс образования жид-ких частиц аналогичен процессу образования тума-на [6]. В данном случае первичные зародыши пред-ставляют собой отдельные капли жидкого кремния,сферическая форма которых вполне естественна.

Последующий рост частиц в значительной степе-ни связан с процессом осаждения паров кремния засчет разности парциальных давлений в газовой фазеи на поверхности частицы. Также происходит про-цесс слияния (коагуляции) и дробления частиц врезультате их столкновения. Характер последнихсущественно зависит от конструктивных особеннос-тей установки, имеющих определяющее влияние насоздание той или иной газогидродинамической об-становки в аппарате [7].

Изменение размеров частиц конденсированногокремния связано с двумя процессами: образованиемзародышей критичного радиуса и конденсацией па-ров кремния на поверхности уже имеющихся частицразного радиуса; варьированием их количества иразмеров в результате дробления и слияния пристолкновении.

В данной работе принято, что на начальном эта-пе образования и эволюции конденсированной фа-зы основным является первый из указанных про-цессов, скорость протекания которого существеннопревышает скорость второго. На первом этапе имеетместо гидродинамическая модель идеального вытес-нения в направлении движения оси x и идеальногоперемешивания в направлении, ортогональном это-му направлению. Кроме того, принято, что ввидусравнительно небольшой массы отсутствует прос-кальзывание частиц разного радиуса относительногазового потока, т.е. все составляющие газовой иконденсированной фазы перемещаются с одинако-вой скоростью. Подобная модель может служитьобоснованием отсутствия процессов слияния и дроб-ления из-за малой вероятности их столкновения придвижении поперек основного направления потока.

В конечном счете время разложения определя-ет температура. В интересующих нас условияхвремя разложения, например при 1800 °С, состав-ляет 2⋅10—5 с (рис. 7). При скорости плазменногопотока примерно 1000 м/с разложение моносиланапроизойдет на расстоянии 2 см. Таким образом, раз-ложение моносилана не является лимитирующимфактором в выборе размеров реактора, а служитпараметром оптимизации.

Важный параметр процесса – затраты энергиина плазменный пиролиз моносилана. Как следуетиз рис. 4, 5, они зависят от температуры процесса,состава плазмообразующего газа и расхода моноси-лана. С ростом температуры затраты увеличивают-ся. Температура продуктов пиролиза должна бытьвыше температуры плавления кремния, т.е. превы-шать 1415 °С. Из рис. 4 видна динамика измененияэнергозатрат на пиролиз моносилана с получениеммаксимально возможного количества кремния (ле-вый выделенный прямоугольник) и соответствую-щих параметров плазмы (правый выделенный пря-моугольник). Предполагается, что весь моносилануспевает разложиться полностью, а временные ог-раничения не накладываются. Очевидно, реактордолжен быть сконструирован таким образом, чтобыпроцесс был проведен при степени разложения мо-носилана 100 %.

42

Полученные оценки времени пребывания смесив зоне реакции показали, что несмотря на высокуюскорость процесса разложения (рис. 7) необходимобоснованный выбор размеров реакционной зоны сучетом кинетики. Использование результатов, ха-рактеризующих количество переработанного моно-силана (кремния) и длительность пребывания в зо-не реакции совместно с вычисленными значениямидоли моносилана, который за это время успеет раз-ложиться (1 — z(τ)), позволяет оценивать эффек-тивность проведения процесса пиролиза при раз-личных температурах в зоне реакции tr.

Исходя из требования минимума энергетическихзатрат на получение 1 кг кремния можно определитьоптимальную для данной конструкции устройстварабочую температуру t_r_opt и соответствующие ейзначения максимальной производительности GSi_kin,минимальных удельных энергозатрат minQSi_уд_kin,удельной нагрузки для плазмотрона Qpl_уд_opt имаксимальной температуры плазмы t_pl_opt.Например, при полезной мощности плазмотронаW = 100 кВт, объемном соотношении Ar/VH2

=

= 0,2/0,8 (массовом соотношении γ = 0,6667) и дли-не реакционной зоны L = 0,06 м получим зависи-мость, представленную на рис. 8.

Следует отметить, что приведенные соотноше-ния относятся к моменту времени после полногопиролиза моносилана, когда весь кремний нахо-дится еще в атомарном состоянии (до начала кон-денсации). Поскольку давление насыщенных паровкремния при этой температуре практически равнонулю (рис. 3), парциальное давление паров крем-ния с учетом разбавления моносилана плазмообра-зующим газом составит примерно 0,015 МПа. Пос-ледующая гомогенная и гетерогенная конденсациякремния происходит со значительным тепловыде-лением (рис. 9), т.е. дисперсная фаза в газовой

взвеси сама себя подогревает. Тепло, затраченноена пиролиз моносилана, частично возвращается приконденсации паров кремния. Это является положи-тельным фактором при организации течения рас-плава кремния по стенкам реактора. Для устране-ния диффузии примесей из материала реактора врасплав кремния процесс целесообразно вести в ре-жиме гарнисажа, т.е. с отводом тепла от стенок ре-актора. Можно предположить, что расплавленныйкремний будет стекать по твердому кремнию, невступая в контакт с материалом реактора.

Выполненный анализ пиролиза газа прекурсорамоносилана в водородной плазме свидетельствуето том, что какие-либо термодинамические и кине-тические запреты и ограничения термического раз-ложения моносилана при температуре выше плав-ления кремния из газообразного состояния в паро-вую, затем жидкую фазу отсутствуют. На базе дан-ного процесса может быть создано высокопроизво-дительное оборудование для непрерывного полу-чения дешевого высокочистого кремния благодарянизким капитальным и эксплуатационным затра-там. Теоретический предел по энергозатратам наполучение плазмохимического кремния равняется3...5 кВт⋅ч/кг SoG—Si. При полезной мощностиплазмотрона 100 кВт производительность по крем-нию составит примерно 25 кг/ч.

Использование плазменного пиролиза моноси-лана позволяет организовать непрерывный процессполучения кремния, в отличие от традиционнойцикличной технологии Siemens CVD. Высокая ско-рость реакций пиролиза (около 1⋅10—5 с) вследствиеповышенной температуры плавления кремния(≥1415 °С) обеспечивает сравнительно малые раз-меры рабочей зоны (0,1...0,2 м), а также габаритыи массу всего реактора.

1. Петров С.В., Коржик В.Н., Петрик А.Г. Плазменнаятехнология получения высокочистого кремния // Эф-фективность реализации научного, ресурсного и промыш-ленного потенциала в современных условиях: Материалышестой промышленной конференции с международнымучастием (Славское, Украина, 21—25 февраля 2006 г.). –Славское, 2006. – С. 371—375.

Рис. 9. Энтальпия продуктов разложения моносилана с учетом(SiH4 = Si + Si + 2H2) и без учета (SiH4 = Si + 2H2) образованияконденсированной фазы Si(c): 1 – SiH4 = Si + 2H2; 2 – SiH4 == Si + Si + 2H2; I – энергия внутренняя

Рис. 8. Зависимость максимальной производительности и мини-мальных значений удельных энергозатрат от температуры, °С:1 – QSi_yд_kin; 2 – GSi_kin

43

2. Polysilicon production based on monosilane technology /Schmid silicon technology GmbH. – February 2011. – 37 p.

3. Девятых Г.Г., Зорин А.В., Кедяркин В.М. Кинетика тер-мического разложения моносилана, арсина и моносилана спримесью арсина // Журнал неорганической химии. –1965. – X, вып. 7. – С. 1528—1533.

4. Hogness T.R., Wilson Th.L., Johnson W.C. The thermaldecomposition of silane // J. American Chem. Soc. –1996. – 58. – P. 108—112.

5. Production of ultrafine metal oxide aerosol particles bythermal decomposition of metal alkoxide vapors. AIChE /K. Okuyama, Y. Kousaka, N. Tohge et. al. // Ibid. –1986. – 32, № 12. – P. 2010—2019.

6. Evolution and control of particle properties in aerosol reactors /J.J. Wu, H.V. Nguyen, R.C. Flagan et al. // American Institu-te of Chem. Eng. J. – 1988. – 34, № 8. – P. 1249—1256.

7. Петров С.В., Карп И.Н. Плазменное газовоздушное на-пыление. – Киев: Наук. думка, 1993. – 495 с.

Calculated is the continuous high-efficient technological process of producing «solar» silicon by the method of plasmapyrolysis of monosilane at temperature, exceeding the temperature of its melting, when the monosilane decompositionis passed through a gaseous silicon with next homogeneous condensation into silicon particles and heterogeneous at themelt surface. When developing the new process of plasma pyrolysis of monosilane it is necessary to keep the followingrequirements: high unit efficiency of equipment, more than 100 kg/h of SoG—Si; specific consumption of electric powerof not more than 60 kW⋅h/kg of SoG—Si; quality of silicon is not worse than that produced from the same initial rawmaterial by Siemens CVD technology; the produced silicon should have a form convenient for next processing; plasmaunit should be characterized by a low metal intensity, high degree of automation and repairability; technology andequipment should be compatible and unique. Plasma decomposition assumes the presence of inert heat carrier. Analysisof pyrolysis of gas of monosilane precursor in hydrogen plasma confirms that there are no any thermodynamic and kineticprohibitions and limitations of thermal decomposition of monosilane at temperature above silicon melting from gaseousstate to vapor one, then to liquid one. Basing on this process it is possible to create the high-efficient equipment forcontinuous producing of cheap high-purity silicon due to low capital and service expenses. The theoretical limit on powerconsumption for producing plasma-chemical silicon is 3...5 kW⋅h/kg of SoG—Si. At 100 kW useful power of plasmatronthe efficiency as applied to silicon will be about 25 kg/h. The application of plasma pyrolysis of monosilane allowsorganizing the continuous process of silicon production unlike the traditional technology of cyclic Siemens CVD. Thehigh rate of reactions of pyrolysis (1⋅10—5 s)) due to increased temperature of silicon melting (≥1415 °C) provides thecomparatively small sizes of the working zone (0.1...0.2 m) and, respectively, dimensions and mass of the integralreactor. Ref. 7, Figs. 9.

K e y w o r d s : plasma; monosilane; silicon; pyrolysis; plasma-forming gas; condensation; power consumption

Поступила 11.09.2012

44

УДК 669.187.2

ЧИСЛЕННОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ СИЛЬНОТОЧНОГОДУГОВОГО РАЗРЯДА В УСТАНОВКЕ КОВШ—ПЕЧЬ

ПОСТОЯННОГО ТОКА

И.В. Крикент1, И.В. Кривцун1, В.Ф. Демченко, В.П. Пиптюк21Институт электросварки им. Е.О. Патона НАН Украины.

03680, г. Киев, ул. Боженко 11. E-mail: office@paton.kiev.ua2Институт черной металлургии им. З.И. Некрасова.

49050, г. Днепропетровск, пл. Акад. Стародубова, 1. E-mail: office.isi@nas.gov.ua

На основе самосогласованной математической модели процессов переноса энергии, импульса, массы и заряда встолбе и анодной области сильноточной электрической дуги постоянного тока проведен численный анализ харак-теристик теплового, газодинамического и электрического взаимодействия дуговой плазмы с поверхностью ме-таллического расплава в установке ковш—печь. Показано, что распределение электрического потенциала по длинестолба сильноточной дуги является нелинейным. Установлено, что эффективность теплового, динамического иэлектрического воздействия дугового разряда на поверхность металлической ванны в установке ковш—печь возрастаетпо мере уменьшения длины дуги. Библиогр. 20, ил. 6.

Ключ е вы е с л о в а : установка ковш—печь; сильноточная электрическая дуга; столб дуги; анодная область;расплавленный металл; математическое моделирование

Использование технологии обработки металличес-кого расплава на установке ковш—печь (УКП) явля-ется эффективным способом внепечного рафиниро-вания и доводки стали. В настоящее время на оте-чественных металлургических и машиностроитель-ных предприятиях эксплуатируется более полуторадесятков УКП различной мощности. Согласно обоб-щенным данным [1, 2] обработка полупродукта натаких установках обеспечивает получение стали сосверхнизким содержанием вредных примесей, газови неметаллических включений. Наличие электро-дугового модуля для нагрева стали является основ-ным отличием УКП от эксплуатируемого оборудо-вания для внепечной обработки металла старогопоколения – установок комплексной доводки ме-тала. Электродуговой подогрев расплава в стале-разливочном ковше на УКП осуществляется попринципу, реализуемому в дуговой сталеплавиль-ной печи.

Для проектирования рациональных технологи-ческих режимов обработки металлического распла-ва на УКП и эффективного использования электри-ческой дуги в качестве источника тепла требуютсяколичественные данные о тепловом, электрическоми силовом воздействии сильноточного дугового раз-ряда на расплавленный металл. Экспериментальное

определение таких важных с технологической точ-ки зрения характеристик электрической дуги, какраспределение газодинамического давления, плот-ность электрического тока и теплового потока в зоневоздействия дугового разряда на поверхность ме-таллической ванны затруднено вследствие высокихтемператур дуговой плазмы и жидкого металла, атакже малой толщины прианодной области дуги.Ограниченность доступа к электродуговому моду-лю также является фактором, усложняющим про-ведение натурных экспериментов. Поэтому весьмаактуальным представляется исследование сильно-точного дугового разряда в УКП методами мате-матического моделирования.

Существует большое количество моделей длячисленного исследования процессов переноса энер-гии, импульса, массы и заряда в плазме электричес-кой дуги атмосферного давления, в т.ч. примени-тельно к различным способам дуговой сварки [3—10]. Для исследования физических процессов, про-текающих в дуговых сталеплавильных печах, раз-работаны математические модели [11—14], учиты-вающие особенности горения сильноточного дуго-вого разряда в металлургических агрегатах. Важ-ным требованием, предъявляемым к моделям дуго-вого разряда, является их самосогласованность, по-

© И.В. КРИКЕНТ, И.В. КРИВЦУН, В.Ф. ДЕМЧЕНКО, В.П. ПИПТЮК, 2013

45

зволяющая учитывать взаимосвязь физическихпроцессов, протекающих на электродах, процессовв приэлектродных областях плазмы и в столбе дуги.

Одна из таких моделей, самосогласованным об-разом описывающая перенос энергии, импульса,массы и заряда в столбе и анодной области элек-трической дуги, предложена в работе [15] приме-нительно к процессам сварки неплавящимся элект-родом и плазменной сварки в инертных газах. Внастоящей работе эта модель адаптируется для ис-следования физических процессов в сильноточнойэлектрической дуге в условиях УКП.

Самосогласованная математическая модель про-цессов энерго-, массо- и электропереноса в плазместолба и анодной области сильноточной дуги долж-на включать две взаимосвязанные модели: модельтепловых, электромагнитных и газодинамическихпроцессов, протекающих в плазме столба дуги, имодель анодной области дуги, позволяющую иден-тифицировать граничные условия на поверхностианода, фигурирующие в модели столба дуги. Чтокасается граничных условий вблизи катода, то примоделировании дуги в УКП будут использоватьсяданные, приведенные в работе [13].

Математическая модель анодной области дугивключает следующую систему уравнений, использу-емую для расчета состава прианодной плазмы [15]:

уравнения Саха с учетом неидеальности плазмы

ne0nαZ + 1

0

nαZ0 =

⎛⎜⎝

⎜⎜

2πmekTe0

h2

⎞⎟⎠

⎟⎟

3/2

2θαZ + 1

θαZ ×

× exp ⎡⎢⎣

⎢⎢—

e(UαZ — ΔUZ)

kTe0

⎤⎥⎦

⎥⎥, α = m, g; Z ≥ 0,

(1)

где ne0 – концентрация электронов; nαZ

0 – концен-трации атомов (Z = 0) и ионов (Z = 1) газа (α == g), атомов (Z = 0) и ионов (Z = 1, 2) металличес-кого пара (α = m); me – масса электрона; k –постоянная Больцмана; Te

0 – температура электро-нов в прианодной плазме; h – постоянная Планка;θαZ – статистические суммы для тяжелых частицсорта α, находящихся в зарядовом состоянии Z;e – заряд электрона; UαZ – потенциалы иониза-ции (для перехода частиц сорта α из зарядового

состояния Z в Z + 1); ΔUZ = e(Z + 1)

rD

– снижение

потенциалов ионизации, обусловленное взаимодей-ствием заряженных частиц в плазме; rD =

= ⎡⎢⎣kT e

0/4πe2 ⎛⎜⎝ne

0 + Te

0

Th0 ∑

α = m, g; Z ≥ 1

nαZ0 Z2

⎞⎟⎠

⎤⎥⎦

1/2

– радиус

Дебая; Th0 – температура тяжелых частиц;

условие квазинейтральности плазмы

ne0 = ∑

α = m, g; Z ≥ 1

nαZ0 Z; (2)

закон парциальных давлений

p = ne0kTe

0 + ∑ Z ≥ 0

nmZ0 kTh

0 + ∑ Z ≥ 0

ngZ0 kTh

0 — Δp. (3)

Здесь p – давление в плазме вблизи анода; Δp =

= 16 e2

rD

⎛⎜⎝ne

0 + ∑ α = m, g; Z ≥ 1

nαZ0 Z2⎞

⎟⎠ – снижение давления

за счет неидеальности плазмы.Для замыкания системы уравнений (1)—(3) до-

бавим еще одно условие, определяющее концент-рацию частиц металлического пара на внешней гра-нице анодной области. Поскольку в агрегате УКПпостоянного тока потоки плазмы набегают с боль-шими скоростями на поверхность ванны, то толщи-на диффузионного слоя металлического пара вбли-зи анода оказывается пренебрежимо малой, поэтомуналичие паров металла достаточно учитывать лишьв анодной области дуги.

В диффузионном режиме испарения металла,полагая пар на границе анодной области насыщен-ным, можно принять, что парциальное давление тя-желых частиц испаренного металла в этой областиравно давлению насыщенного пара ps над поверх-ностью расплавленного металла, а температура тя-желых частиц в прианодной плазме Th

0 совпадает стемпературой поверхности Ts, т.е.

∑ Z ≥ 0

nmZ0 kTs = ps ≡ p0 exp

⎡⎢⎣

λνk

⎛⎜⎝

1TB

— 1Ts

⎞⎟⎠

⎤⎥⎦, (4)

где p0 – атмосферное давление; TB –температуракипения металла; λν – работа выхода из расплаваатома металла. При помощи соотношений (1)—(4)рассчитывается ионизационный состав прианоднойплазмы. Модель анодной области дуги, предложен-ная в работе [15], позволяет также определять анод-ное падение потенциала Ua = —Δϕ, где Δϕ – раз-ность потенциалов между внешней границей анод-ной области и поверхностью металлической ванны(анода), а также плотность теплового потока в анодqa в зависимости от плотности тока на аноде ja, тем-пературы поверхности анода и температуры при-анодной плазмы.

При описании процессов магнитной газовой ди-намики в столбе сильноточной дуги будем исходитьиз предположения об осевой симметрии рассматри-ваемой системы. Соответствующая система уравне-ний для турбулентного течения плазмы, записаннаяв цилиндрической системе координат, имеет вид

∂ρ

∂t + 1

r ∂

∂r (rρv) + ∂

∂z (ρu) = 0, (5)

ρ ⎛⎜⎝

∂v

∂t + v

∂v∂r

+ u ∂v

∂z

⎞⎟⎠ = —

∂p

∂z — jzBϕ +

+ 2r ∂

∂r ⎛⎜⎝rμ__ ∂v∂r

⎞⎟⎠ + ∂

∂z ⎡⎢⎣μ__ ⎛⎜⎝

∂u

∂r + ∂v

∂z

⎞⎟⎠

⎤⎥⎦ —

—2μ__ v

r2 —

23 ∂

∂r ⎧⎨⎩μ__ ⎡⎢⎣

1r ∂(rv)∂r

+ ∂u∂z

⎤⎥⎦

⎫⎬⎭,

(6)

46

ρ ⎛⎜⎝

∂u

∂t + v

∂u

∂r + u

∂u

∂z⎞⎟⎠ = —

∂p∂z

+ jrBϕ +

+ 2 ∂

∂z ⎛⎜⎝μ__ ∂u

∂z

⎞⎟⎠ +

1r ∂

∂r ⎡⎢⎣rμ__ ⎛⎜⎝

∂u

∂r +

∂v

∂z

⎞⎟⎠

⎤⎥⎦ —

— 23 ∂

∂z ⎧⎨⎩μ__ ⎡⎢⎣

1r ∂(rv)

∂r +

∂u

∂z

⎤⎥⎦

⎫⎬⎭,

(7)

1r ∂

∂r ⎛⎜⎝rσ

∂ϕ

∂r

⎞⎟⎠ +

∂

∂z ⎛⎜⎝σ ∂ϕ∂z

⎞⎟⎠ = 0. (8)

Здесь ρ – массовая плотность плазмы; v, u –соответственно радиальная и аксиальная компонен-ты вектора скорости движения плазмы; p – давле-

ние; jr = —σ ∂ϕ∂r

, jz = —σ ∂ϕ∂z

– соответственно ак-

сиальная и радиальная компоненты плотности элек-трического тока; σ – удельная электропроводностьплазмы; ϕ – скалярный потенциал электромагнит-

ного поля; Bϕ(r, z) = μ0

r ∫ 0

r

jz(ξ, z)ξdξ – азимуталь-

ная компонента вектора магнитной индукции; μ0 –универсальная магнитная постоянная; μ

__ – суммар-

ный коэффициент динамической вязкости плазмы,учитывающий турбулентную составляющую.

Будем считать, что перенос энергии в столбе ду-ги осуществляется путем теплопроводности и кон-векции, а также заряженными частицами (электро-нами). Учтем, что в электрических дугах значитель-ного размера излучение обеспечивает в основномперенос тепловой энергии, и в гораздо меньшей сте-пени оно связано с безвозвратными потерями тепла[16]. При этих предпосылках уравнение энергии врамках модели однотемпературной ионизационно-равновесной плазмы имеет вид

ρCp ⎛⎜⎝

∂Tp

∂t + v

∂Tp

∂r + u

∂Tp

∂z

⎞⎟⎠ =

1r ∂

∂r ⎛⎜⎝rχ__ ∂Tp

∂r

⎞⎟⎠ + ∂

∂z ⎛⎜⎝χ__ ∂Tp

∂z

⎞⎟⎠ +

+ ke ⎧⎨⎩jr ∂[(5/2 — δ)Tp]

∂r + jz

∂[(5/2 — δ)Tp

∂z

⎫⎬⎭ +

jr2 + jz

2

σ.

(9)

Здесь Cp – удельная теплоемкость плазмы (с уче-том энергии ионизации); Тр – температура плазмы;χ__ – суммарный коэффициент теплопроводности,учитывающий турбулентную составляющую и пере-нос энергии радиационным путем; δ – постояннаятермодиффузии.

Суммарные коэффициенты динамической вяз-кости μ

__ и теплопроводности χ

__, учитывающие харак-

терный для сильноточных дуг турбулентный режимтечения плазмы, а также перенос энергии излу-чением, будем рассчитывать следующим образом:

μ__ = μ + μt; χ

__ = χ + χt + Δχ,

где μt – коэффициент турбулентной вязкости;χt – коэффициент турбулентной теплопроводно-

сти плазмы; Δχ – коэффициент лучистой тепло-проводности.

Значение коэффициента турбулентной вязкостиможно определить, например, с помощью моделиПрандтля [17]:

μt = ρlm2 √⎯⎯⎯⎯⎯⎯

⎛⎜⎝

∂v∂r⎞⎟⎠

2

+ ⎛⎜⎝

∂u∂z⎞⎟⎠

2,

где lm – длина пути смешения.Коэффициент турбулентной теплопроводности

плазмы может быть выражен через коэффициент еетурбулентной вязкости с помощью соотношения [5]

λt = μt Cp

Prt,

где Prt – турбулентное число Прандтля, котороесогласно рекомендациям, изложенным в работе [5],может быть принято равным единице.

Физические свойства плазмы столба дуги ρ, Cp,μ, χ, δ, σ, как и в работах [11—14], полагаютсязависящими от температуры и состава атмосферы,в которой горит дуга.

На внешних границах расчетной области дляуравнений (5)—(9) зададим граничные условия,подробно описанные, например, в работе [3]. От-дельно рассмотрим условия на границе анодной игазодинамической областей плазмы.

Пусть Г – граница анодной области со столбомдуги (ввиду малой толщины анодного слоя в качес-тве Г можно рассматривать поверхность расплав-ленного металла—анода). Тогда граничные условиядля уравнений (5)—(7) здесь можно задать следу-ющим образом:

v|Γ = 0; u|Γ = 0.

Граничное условие, выражающее баланс удель-ных потоков энергии на границе Г, имеет вид

—χ__ ∂Tp

∂z ⎪⎪⎪Γ

+ ja ke (5/2 — δ)Tp|Γ = Δϕja + qa.

Примем во внимание, что проводимость металлаанода существенно выше удельной электропровод-ности плазмы и, следовательно, поверхность анодаможно считать эквипотенциальной. Примем для оп-ределенности потенциал анода ϕa равным нулю.Тогда условие для уравнения (8) на внешней гра-нице анодной области дуги можно записать в виде

ϕ|Γ = Δϕ.

Поскольку достоверные экспериментальные дан-ные о распределенных параметрах сильноточныхэлектрических дуг отсутствуют, для верификациимодели используем экспериментальные данные онапряжении на дуговом модуле с длиной дуги 78 ммпри токе 22,5 кА. Расчетное значение потенциалав подкатодной зоне составило 91 В. Учитывая, что

47

катодное падение потенциала для рассматриваемыхсильноточных дуг c графитовым электродом состав-ляет в среднем примерно 11 В [18], и полагая сум-марное падение напряжения на электродном стер-жне и контактах равным 1 В, получим расчетноенапряжение на дуговом модуле 103 В. Согласноданным, приведенным в технологической инструк-ции по эксплуатации УКП (фирма «Danieli», Ита-лия), используемой в условиях завода «Днепрос-пецсталь», экспериментально измеренное значениеданного параметра составило 102,7 В, что лишь не-значительно отличается от результатов наших рас-четов.

Рассчитанная картина распределения в столбедуги газодинамических потоков и теплового состоя-ния дуговой плазмы при длине дуги lд = 180 мм итоке дуги Iд = 26,2 кA представлена на рис. 1.

Поскольку в мощных дуговых разрядах плазмадвижется в сторону анода со скоростями примерно1⋅103 м/с, то газодинамические потоки оказываютзначительное силовое воздействие на поверхностьметаллической ванны, что приводит к образованиюмениска под анодным пятном дуги. Определить сте-пень прогиба Δz свободной поверхности металли-ческой ванны под анодным пятном дугового разряда

можно, исходя из того, что в УКП избыточное дав-ление pизб плазмы над жидким анодом компенсиру-ется суммой гидростатических давлений слоя шлакаи столба металла, высота которого равна Δz. Следо-вательно, можем записать следующее балансное со-отношение

pизб = (hшρш + Δzρм)g,

где hш и ρш – соответственно высота слоя шлака иего плотность; ρм – плотность металлического рас-плава; g – ускорение свободного падения. Учиты-вая, что избыточное давление равно разности абсо-лютного давления в прианодной плазме p и давле-ния во внешней среде (p0 = 105 Па), имеем

Δz = p — p0 — hшρшg

ρмg. (10)

Таким образом, в УКП постоянного тока харак-терное значение hш составляет примерно 0,2 м, плот-ность шлака колеблется в пределах 2800......3200 кг/м3. Максимальные прогибы поверхно-сти металлической ванны (на оси симметрии), рас-считанные по формуле (10) для дуг длиной 150;180 и 210 мм при токе 26,2 кА, составили соответ-ственно 91; 86 и 81 мм. Такие глубины менисковявляются весьма значительными по отношению крассматриваемым длинам дугового разряда и могутсущественно влиять на его параметры, в частности,длину дуги и напряжение на дуге.

С технологической точки зрения представляетинтерес зависимость напряжения на дуге от ее дли-ны. Поскольку напряжение на дуговом разряде оп-ределяется электрическим полем в его столбе, рас-смотрим распределение электрического потенциалаϕ на оси столба дуги в зависимости от аксиальнойкоординаты z (здесь и далее z отсчитывается отцентра катодного пятна) для электрических дугдлиной 150; 180 и 210 мм при значении тока 26,2 кА(рис. 2).

Расчетное напряжение на дуговом модуле длярассматриваемых дуг составило соответственно116,7; 134,2 и 151,9 В. Резкое снижение потенциалав подкатодной зоне связано с большой плотностьютока в этой области дугового разряда. При такомраспределении потенциала зависимость напряже-ния на дуге от ее длины является нелинейной. На-пряжение на дуговом разряде Uд зависит также иот значения тока. Уменьшение тока от 26,2 до19,3 кА приводит к снижению расчетного напряже-ния на дуге длиной 150 мм от 116,7 до 107,4 В.Результаты, приведенные в работе [13], также сви-детельствуют о зависимости напряжения на дуго-вых разрядах в металлургических агрегатах отуровня тока. В работе [19] предлагается длину дугиlд определять исходя из линейной зависимости

Uд = a + blд, (11)Рис. 2. Распределение потенциала на оси столба дуги при lд, мм:1 – 150; 2 – 180; 3 – 210

Рис. 1. Поля температуры и скорости движения плазмы в сильно-точном дуговом разряде

48

где a – сумма анодного и катодного падения на-пряжений; b – напряженность электрическогополя в столбе дуги. Для расчетов длины электри-ческих дуг в УКП значения коэффициентов a и bпринимают равными соответственно 22 В и 1 В/мм[20]. Так как напряженность электрического полясущественно изменяется по длине столба дуги(рис. 2), то расчеты по формуле (11) могут даватьвесьма приближенный результат.

При неизменном значении тока 26,2 кА распре-деление плотности тока на поверхности металличес-кого расплава зависит от длины дуги (рис. 3). Вприосевой зоне наибольшая концентрация плотно-сти тока зафиксирована при минимальной длинедуги 150 мм. Следовательно, наибольшее силовоевоздействие электромагнитного поля на металли-ческую ванну, которое способно обеспечить интен-сивное перемешивание металла, достигается при бо-лее коротких дугах.

Распределение плотности тока на поверхностижидкого металлического анода для дугового разря-да длиной 150 мм в зависимости от тока дуги пока-зано на рис. 4.

Как следует из рис. 4, характер распределенияплотности тока по зеркалу ванны сохраняется в ши-роком диапазоне значений тока.

Важным технологическим параметром электри-ческой дуги в УКП является тепловая мощность,передаваемая дуговым разрядом металлическойванне. Расчеты тепловой мощности Pм, поступаю-щей в обрабатываемый металл, показывают, что приварьировании длины дуги со значением тока

26,2 кА в рассматриваемом диапазоне (lд = 150......210 мм) значение Pм изменяется незначительно исоставляет примерно 2 МВт. В то же время приувеличении длины дуги от 150 до 210 мм напряже-ние на дуговом модуле УКП возрастает на 23 % –от 116,7 до 151,9 В. Следовательно, при неизменномзначении тока также возрастает и электрическаямощность, потребляемая установкой. Это означает,что при увеличении длины дуги снижается эф-фективность нагрева металла электрической дугой.

Пусть Qa(r) = 2π ∫ 0

r

qa(r′)r′dr′ – тепловой поток,

протекающий через поверхность анода (металли-ческой ванны) в пределах окружности радиуса r.Сравним полученное с помощью описанной матема-тической модели распределение Qa(r) по поверх-ности металлической ванны с результатами числен-ного моделирования тепловых процессов в дуговойсталеплавильной печи, приведенными в работе[13]. Как следует из рис. 5, расчетные распределе-ния, полученные с помощью различных моделейдля дуги длиной 200 мм при значении тока 36 кА,отличаются в основном на значительном расстоянииот оси симметрии.

Температура прианодной плазмы вблизи оси ду-ги (r = 0, z = lд) по данным наших расчетов состав-ляет 9500 К, а по результатам математического мо-делирования, выполненного в работе [13], –

Рис. 3. Распределения плотности тока на поверхности анода дляразличных значенй длины, мм: 1 – 150; 2 – 180; 3 – 210

Рис. 4. Распределения плотности тока на поверхности анода приIд, кА: 1 – 32,8; 2 – 19,3

Рис. 5. Распределение теплового потока Qа в металлический анодпо радиальной координате ( – результаты моделирования [13])

Рис. 6. Распределение теплового потока по поверхности метал-лической ванны (длина дуги 150 мм) при Iд, кА: 1 – 32,8; 2 –26,2; 3 – 19,3

49

9700 К, что также свидетельствует об адекватностиматематической модели, используемой в настоящейработе.

Соответствующие распределения теплового по-тока по поверхности металлической ванны (рис. 6)свидетельствуют о том, что тепловая мощность, вво-димая в металл, быстро возрастает по мере увели-чения уровня тока дугового разряда.

Отметим, что при возрастании общей тепловоймощности и плотности теплового потока в анодобнаружено расширение зоны интенсивного обо-грева поверхности металлической ванны, что такжеможно рассматривать как благоприятный факторпри обработке металла в УКП.

Выводы

1. Электрический потенциал по длине столба силь-ноточной дуги в УКП изменяется нелинейно, поэто-му использование линейной модели для вычислениядлины дуги по измеренному на дуговом модуле на-пряжению может приводить к существенным пог-решностям.

2. В УКП постоянного тока под воздействиемгазодинамического давления, создаваемого набе-гающими на расплав потоками плазмы, прогиб по-верхности металлической ванны под анодным пят-ном дугового разряда может быть соизмерим с дли-ной дуги.

3. Для наиболее эффективного обогрева метал-лической ванны и интенсификации ее перемешива-ния электромагнитными силами целесообразно ис-пользовать более короткие электрические дуги.Требуемая тепловая мощность дугового модуляУКП в таком случае может быть обеспечена за счетбольшого значения тока дугового разряда.

1. Вихлевщук В.А., Приходьхо Э.В. Основные сведения осоставах и перспективных технологических схемах полу-чения чистых и особо чистых сталей на зарубежных и оте-чественных предприятиях // Сб. науч. тр. ИЧМ НАНУ«Фундаментальные и прикладные проблемы черной ме-таллургии». – 2003. – Вып. 6. – С. 425—441.

2. Особенности современного оборудовании и технологийвнепечной обработки стали / В.П. Пиптюк, В.Ю. Боло-тов, И.А. Павлюченков, И.Н. Логозинский // Тамже. – 2005. – Вып. 11. – С. 67—79.

3. Hsu K.C., Etemadi K., Pfender E. Study of the free-bur-ning high-intensity argon arc // J. of Appl. Phys. –1983. – 54, № 3. – P. 1293—1301.

4. Hsu K.C., Pfender E. Two-temperature modeling of thefree-burning high-intensity arc // Ibid. – 1983. – 54,№ 8. – P. 4359—4366.

5. Низкотемпературная плазма / В.С. Энгельшт, В.Ц. Гу-рович, Г.А. Десятков и др. – Новосибирск: Наука,1990. – Т. 1. Теория столба электрической дуги. –376 с.

6. Lowke J.J., Morrow R., Haidar J. A simplified unified the-ory of arcs and their electrodes // J. Phys. D: Appl.Phys. – 1997. – 30. – P. 2033—2042.

7. Sansonnets L., Haidar J., Lowke J.J. Prediction of proper-ties of free burning arcs including effects of ambipolar diffu-sion // Ibid. – 2000. – 33. – P. 148—157.

8. Fan H.G., Kovacevic R. A unified model of transport phe-nomena in gas metal arc welding including electrode, arcplasma and molten pool // Ibid. – 2004. – 37. –P. 2531—2544.

9. Hu. J., Tsai H.L. Heat and mass transfer in gas metal arcwelding. Part I: The arc // Intern. J. of Heat and MassTransfer. – 2007. – 50. – P. 833—846.

10. Metal vapour behaviour in gas tungsten arc thermal plasmaduring welding / M. Tanaka, K. Yamamoto, S. Tashiro, etal. // Welding in the world. – 2008. – 52,№ 11/12. – P. 82—88.

11. Ushio M., Szekely J., Chang C.W. Mathematical modelingof flows field and heat transfer in high-current arc dischar-ge // Ironmaking and Steelmaking. – 1981. – № 6. –P. 279—286.

12. Alexis J. Modeling of heat transfer from an electric arc – asimulation of heating. Part I / J. Alexis, M. Ramirez,G. Trapaga, P. Jonsson // 57th Electric Furnace сonf.proc.: ISS (Warrendale, November 14-16, 1999). – War-rendale, 1999. – P. 279—287.

13. Modeling of a DC electric arc furnace – heat transfer fromthe arc / J. Alexis, M. Ramirez, G. Trapaga, P. Jonsson //ISIJ Intern. – 2000. – 40, № 11. – P. 1089—1097.

14. Wang F., Jin Z., Zhu Z. Numerical study of dc arc plasmaand molten bath in dc electric arc furnace // Ironmakingand Steelmaking. – 2006. – 33, № 1. – P. 39—44.

15. Кривцун И.В., Демченко В.Ф., Крикент И.В. Модельпроцессов тепло-, массо- и электропереноса в столбе ианодной области дуги с тугоплавким катодом // Авто-мат. сварка. – 2010. – № 6. – С. 3—11.

16. Evans D.L., Tankin R.S. Measurements of emission and ab-sorption of radiation by an argon plasma // Phys. Flu-ids. – 1967. – 10, №. 6. – P. 1137—1144.

17. Prandtl L. Uber die ausgebildete Turbulenz // Proc. ofthe 2th Intern. congress for Applied Mechanics (Switzer-land, Zurich, 1926). – Zurich, 1926. – P. 62—74.

18. Грановский В.Л. Электрический ток в газе. Установив-шийся ток. – М.: Наука, 1971. – 543 с.

19. Никольский Л.Е., Смоляренко В.Д., Кузнецов Л.Н. Теп-ловая работа дуговых сталеплавильных печей. – М.: Ме-таллургия, 1981. – 320 с.

20. Выбор параметров трансформатора для агрегата ковш—печь и режимы обработки стали / Н.Ф. Ахметшин, И.Ю.Зинуров, В.С. Галян и др. // Электрометаллургия. –2001. – № 10. – С. 23—26.

The numerical analysis of characteristics of thermal, gas-dynamic and electric interaction of arc plasma with surface ofmetal melt in the ladle-furnace unit was made on the basis of self-consistent mathematical model of processes of transferof power, pulse, mass and charge in column and anodic region of high-current DC arc. It is shown that the distributionof electric potential in column length of high-current arc is non-linear. It was found that the efficiency of thermal,dynamic and electric effect of arc discharge on metal pool surface in ladle-furnace unit is increased with decrease in arclength. Ref. 20, Figs. 6.

K e y w o r d s : ladle-furnace unit; high-current electric arc; arc column; anodic region; molten metal; mathematicalmodeling

Поступила 11.07.2013

50

УДК 669.187.004.18

ТЕХНОЛОГИЯ ВОССТАНОВИТЕЛЬНОГОРЕМОНТА СЛЯБОВЫХ КРИСТАЛЛИЗАТОРОВ МНЛЗ

СПОСОБОМ НАПЛАВКИТРЕНИЕМ С ПЕРЕМЕШИВАНИЕМ*

Ю.Н. Никитюк1, Г.М. Григоренко2, В.И. Зеленин2,Е.В. Зеленин2, М.А. Полещук2

1ООО «Научно-производственная фирма «ВИСП».04655. Киев, Московский пр-т, 23. E-mail: visp9@ukr.net

2Институт электросварки им. Е.О. Патона НАН Украины.03680, г. Киев, ул. Боженко 11. E-mail: office@paton.kiev.ua

Приведены результаты разработки технологии ремонта медных плит кристаллизаторов МНЛЗ с применением дляэтой цели способа наплавки трением с перемешиванием (НТП), позволяющего наносить на изношенные местакристаллизаторов слой меди того же химического состава и теплопроводности, что и у материала плиты. Из-занезначительного клинообразного износа на краях плит (до 3 мм) медные плиты кристаллизаторов МНЛЗ несколькораз подвергаются перешлифовке по всей площади, при которой теряется значительное количество меди, плитаутоньшается, приходит в негодность. Кроме того, при таком ремонте дополнительно расходуются большие материаль-ные и человеческие ресурсы. Новая технология ремонта способом НТП открывает новые перспективы. Способ НТП,изобретенный в Британском институте сварки 20 лет назад, в настоящее время приобретает все большее распрост-ранение. Наплавку выполняют торцом вращающегося инструмента с выступающим штырем (пином), который,проникая сквозь наплавляемый (присадочный) металл, при перемещении смешивает наплавляемый металл с ме-таллом плиты. При НТП вращающийся цилиндрический инструмент, вдавливаясь и нагреваясь при трении, проходитвдоль наплавляемой пластины, вставленной в место износа, внедряется в плиту кристаллизатора и, частично ихсмешивая, образует на границе прочное соединение. Материал инструмента для наплавки должен быть жаростойкими жаропрочным, что позволяет работать при температуре до 900 °С, при которой медь переходит в пластичноесостояние. Основным фактором, влияющим на работоспособность медной плиты, является ее теплопроводность,которая напрямую зависит от химического состава металла, и прежде всего от растворенного в ней кислорода,который по границам зерен изменяет электрическое сопротивление. Показано, что теплопроводность промышленногообразца кристаллизатора МНЛЗ при ремонте способом НТП не изменяется, что является одним из важнейшихусловий для дальнейшей эксплуатации. Результаты микрорентгеноспектрального анализа наплавленного слоя иосновного металла также подтвердили их идентичность, обогащения кислородом не обнаружено. Металло-графические исследования показали, что наплавленный металл плотный, трещины, непровары и поры отсутствуют.Наплавленный на плиту МНЛЗ слой меди достаточной толщины имеет сплавление с основой, что позволяет рас-сматривать отремонтированные плиты как равноценные новым. Согласно новой технологии значительно уменьша-ется площадь поверхности плиты, нуждающейся в шлифовке при ремонте. Библиогр. 5, ил. 7.

Ключ е вы е с л о в а : наплавка; трение с перемешиванием; ремонт; медная плита; восстановление;кристаллизатор; инструмент; пин

Критерием эффективности работы кристаллизато-ров МНЛЗ является срок службы охлаждаемыхмедных плит, формирующих прямоугольную по-лость, в которой происходит затвердевание металлазаготовки.

На металлургических заводах применяются пре-имущественно медные плиты из меди марки МСр(содержание серебра 0,08...0,12 %) с просверлен-ными каналами и петлевой системой охлаждения,

© Ю.Н. НИКИТЮК, Г.М. ГРИГОРЕНКО, В.И. ЗЕЛЕНИН, Е.В. ЗЕЛЕНИН, М.А. ПОЛЕЩУК, 2013

*В исследованиях принимали участие сотрудники отдела «Физико-химические исследования материалов» кандидаты техническихнаук Л.И. Адеева, А.Ю. Туник.

51

стойкость которых зачастую не превышает 80...100плавок [1].

За рубежом в последние годы интенсивно внед-ряются плиты с покрытием из никеля и других ма-териалов. Значительных успехов здесь достиглаяпонская фирма «Mashima Kosan» [2], поставляю-щая плиты со щелевыми каналами охлаждения сникелевым и никель-кобальтовым покрытием. Хотястоимость таких плит увеличилась в несколько раз,по сравнению со стоимостью медных плит без пок-рытий, в то же время резко сократились потеримеди, а также расходы на переналадку кристаллиза-торов, стойкость которых достигла 1000 плавок.

Определенных результатов добились фирмы,применяющие керамические покрытия на медныхплитах кристаллизаторов [3]. Например, покрытиеCASTCOAT английской фирмы «Corus Process En-gineering» значительно увеличило срок их службы.

В СНГ на ОАО «Северсталь» с 2003 г. ведутсяработы по использованию слябовых кристаллиза-

торов, в том числе с никелевым покрытием, со ще-левыми охлаждающими каналами [1]. Они имеютряд преимуществ перед кристаллизаторами с про-сверленными каналами.

Однако несмотря на значительные успехи в про-длении срока службы медных плит с покрытиемвопросы их ремонта остаются актуальными и в на-стоящее время.

Одним из основных направлений в металлургииявляется создание технологий, позволяющих про-изводить ремонт медных кристаллизаторов и при-меняемых на них покрытий. К одной из них можноотнести технологию наплавки меди при помощи тре-ния с перемешиванием (НТП) [4].

Способ НТП практически не отличается от свар-ки трением с перемешиванием, где вращающийсяцилиндрический инструмент особой конструкции сзаплечниками и штырем в центре погружается долинии раздела двух свариваемых деталей, при этомвыделяется такое количество тепла, которого доста-точно для пластификации и перемешивания мате-риала свариваемых деталей с образованием качест-венного сварного соединения.

В процессе НТП цилиндрический инструментпроходит сквозь наплавляемую пластину, внедря-ется в плиту кристаллизатора, и частично их смеши-вая, образует на границе прочное соединение.

Настоящая работа состояла в разработке техно-логических приемов ремонта способом НТП медныхплит с дефектами.

При обследовании плит МНЛЗ ОАО «Север-стали» в работе [1] выяснено, что часто встреча-ющимися дефектами, из-за которых кристаллиза-торы выводятся из эксплуатации, является износбоковин нижней части охлаждаемых плит глубинойсвыше 2,7 мм. На рис. 1 просматриваются клинооб-разные зоны износа в нижней части плиты.

На рис. 2 приведена схема распределения износана рабочей поверхности узких стенок кристаллиза-

Рис. 1. Медная плита кристаллизатора МНЛЗ после эксплуа-тации

Рис. 3. Рабочий инструмент для НТП

Рис. 2. Распределение износа на рабочей поверхности узких сте-нок кристаллизатора: а – опытного, с покрытием никелем; б –типового, без покрытия

52

торов [1]. Каждая линия здесь показывает увеличе-ние износа на 0,5 мм. Наличие таких дефектов де-лает недопустимым дальнейшую эксплуатациюплит и требует замены. Подобные дефекты харак-терны и для других МНЛЗ.

Наплавку выполняют торцом вращающегося ин-струмента (рис. 3), имеющего выступающийштырь, который, проникая сквозь наплавляемый(присадочный) металл при перемещении, смешива-ет наплавляемый металл с металлом плиты [4].

При НТП достигают высокого качества сварки.В процессе деформации и перемешивания металлав твердой фазе создается более плотная микрост-руктура металла зоны соединения, по сравнению сосновным материалом.

Сам инструмент, особенно его рабочий стер-жень, подвергается высоким термомеханическимнагрузкам. На разогретый рабочий стержень однов-ременно действуют вращающий момент и знакопе-ременные циклические изгибающие силы.

Материал инструмента для наплавки подбиралижаростойким и жаропрочным, что позволило рабо-тать при температуре до 900 °С, при которой медьпереходит в пластичное состояние. Важным услови-ем для инструментального материала при этих тем-пературах является достаточно высокая прочностьна изгиб.

Особое значение имеет и форма инструмента.Так, наилучшие результаты получены при исполь-зовании конусного штыря инструмента. В этом слу-чае изгибающие нагрузки передаются по касатель-ной на основное тело инструмента, что очень важно

при использовании инструмента повышенной хруп-кости [4].

Ремонт дефектов производили следующим обра-зом. На ремонтируемый участок медной плиты,предварительно отфрезерованный до определенно-го уровня, накладывали медную пластину требуе-мого состава и формы, надежно закрепляли ее спомощью струбцин. Затем вращающийся цилинд-рический инструмент с выступающим штырем(рис. 3) внедряли в пластину для перемешиваниянаплавляемого металла с металлом плиты.

Рабочие инструменты для наплавки меди изго-товляли из сплавов, позволяющих использовать ихдо 900 °С.

Подбирали требуемые режимы оборотов шпин-деля и давление на инструмент, а также скоростьперемещения инструмента для получения качест-венного соединения.

Для наплавки на медную плиту кристаллизаторалиста меди толщиной от 3 до 5 мм достаточной ока-залась боковая нагрузка до 2 т при осевой нагрузкедо 5 т и оборотах инструмента до 1200 об/мин. Ско-рость перемещения инструмента составляла80 мм/мин, температура наплавки меди не превы-шала 660 °С.

Основным фактором, влияющим на работоспо-собность медной плиты, а также требованием к на-плавленному слою является его теплопроводность,напрямую зависящая от химического состава метал-ла и прежде всего от растворенного кислорода, ко-торый, образуя оксиды меди по границам зерен,изменяет электрическое сопротивление [5]. В связи

Рис. 4. Структура соединения, полученного при НТП медных пластин: а – общий вид; б – основной металл; в – наплавленныйметалл; г – ядро соединения; д – зона термомеханического влияния (ЗТМВ); а – ×3; б—д – ×100; обозначение I—V см. в тексте

53

со сложностью определения теплопроводности напромышленном образце плиты применяли косвенныйспособ – через измерение электропроводности.

Согласно закону Видемана—Франца—Лоренцадля металлов имеет место соотношение κ/δ = LT,где κ – коэффициент теплопроводности; δ –удельная электрическая проводимость; L – числоЛоренца; T – температура. Поскольку для наплав-ки использовали медь той же марки (химическогосостава), что и для изготовления основной плиты,а замеры электрического сопротивления при по-стоянной температуре наплавленного слоя и основ-ного металла дали равные показания S ≈ 1,62(0......6) Ом⋅см, можно сделать вывод об одинаковойтеплопроводности наплавленного и основного ме-таллов.

Можно предположить, что теплопроводностьпромышленного образца кристаллизатора МНЛЗпри ремонте способом НТП не изменяется, что явля-ется одним из важнейших условий для дальнейшейэксплуатации.

Результаты микрорентгеноспектрального ана-лиза наплавленного слоя и основного металла такжеподтвердили их идентичность, обогащения кисло-родом не обнаружено. Металлографические иссле-

дования показали, что наплавленный металл плот-ный, трещины, непровары и поры отсутствуют(рис. 4).

В соединении обнаружены зоны, представлен-ные на рис. 4. Основной металл (зона I) показанна рис. 4, б. Структура наплавленного металла (зо-на II) представляла собой равноосные зерна разме-ром 15...120 мкм с редкими двойниками (рис. 4, в).Замеры микротвердости основного и наплавленногометалла установили ее идентичность. Микротвер-дость составляла соответственно 900 и 1000 МПа.

Структура центра соединения представляет со-бой ядро диаметром примерно 9 мм (зона III) схарактерными концентрическими деформационны-ми кольцами округлой формы (рис. 4, в). В этойзоне происходит динамическая рекристаллизацияперемешиваемых металлов. Она состоит из равно-осных зерен размером 5...30 мкм, твердость металлаэтой зоны достигает 1000 МПа.

Вокруг ядра расположены зоны термическогоIV и термомеханического влияния V. В зоне IVпроизошла полная перекристаллизация с образо-ванием зерна такого же размера, как и в ядре. Пре-обладающая протяженность этих зон равняется со-ответственно 300...350 и 400 мкм (рис. 4, д). Мик-ротвердость металла ЗТВ и ЗТМВ составляет соот-ветственно 1000 и 900 МПа. Ряд подобных парал-лельных структур, сливаясь, образуют сплошнуюнаплавленную поверхность без дефектов.

На рис. 5 представлен образец плиты в собран-ном виде с закрепленным на изношенной части мед-ным листом 3 мм.

На рис. 6 приводится процесс наплавки образцаплиты. Ввод инструмента происходит на неизно-шенной части плиты, а вывод – за ее пределамина специальный носок, который затем обрезают.

На рис. 7 показан внешний вид наплавленнойшлифованной медной плиты.

Медная плита после шлифовки равноценна но-вой, следовательно, можно сделать вывод о перс-пективах дальнейшей разработки и примененияспособа НТП при ремонте медных плит кристалли-заторов.

Рис. 5. Образец плиты в собранном виде перед наплавкой мед-ным листом 3 мм

Рис. 7. Внешний вид наплавленной шлифованной медной плиты

Рис. 6. Процесс наплавки образца плиты

54

1. Радиальный слябовый кристаллизатор со щелевыми кана-лами и никелевым покрытием стенок / А.А. Макрушин,А.В. Куклев, Ю.М. Айзин и др. // Металлург. – М:Металлургиздат, 2005. – С. 38—41.

2. Масато Т. Кристаллизаторы установок непрерывной раз-ливки стали от «Mashima Kosan». Электроплакирование итермическое напыление: Междунар. науч.-практ. семи-нар. – Екатеринбург, 2009. – С. 1—19.

3. Improvement in continuous casting mold technology thefirst fully ceramic – coated molds / K. Goode, D. Pres-haw, B. Stalker et al. // Iron & Steel Technology. –7, № 2. – C. 74—76.

4. Упрочнение наплавкой трением с перемешиванием нике-лем медных стенок кристаллизаторов машин непрерывно-го литья заготовок / Г.М. Григоренко, В.И. Зеленин,П.М. Кавуненко, М.А. Полещук и др // Зб. наук. ст. зарезультатами, отриманими в 2010—2012 рр. цільової комп-лексної програми НАН України «Проблеми ресурсу і без-пеки експлуатації конструкцій, споруд та машин» –Киев: ІЕЗ ім. Є.О. Патона НАН України, 2012. –С. 369—372.

5. Абрамович В.Р. Сварка плавлением меди и сплавов намедной основе. – М.: Машиностроение, 1988 с.

Presented are the results of development of technology of repair of copper plates of moulds of machines for continuouscasting of billets (MCCB) using the method of friction stir surfacing (FSS), allowing deposition of copper coatings onthe worn-out places of moulds with a copper layer of the same chemical composition and heat conductivity as the platematerial. Due to a negligible wedge-type wear at the plate edges (up to 3 mm), the copper plates of MCCB moulds aresubjected several times to regrinding over the entire area, where the a large amount of copper is lost, the plate is thinned,becoming unserviceable. In addition, at this repair the large material and human resources are consumed additionally.The new technology by the FSS method gives new challenges. Method of FSS, invented at The Welding Institute (UK)20 years ago, has at present the more and more wide spreading. The surfacing is made by an edge of a rotating tool witha projected pin, which penetrating into depositing (filler) metal mixes the metal being surfaced with the plate metal.During FSS the rotary cylindrical tool, penetrating and heated in friction, passes along the plate being surfaced, insertedinto the place of wear, then comes into the mould plate and, by their partial mixing, forms a strong joint at the interface.The tool material for surfacing should be heat-resistant and high-temperature, that allows operating at temperature upto 900 °C, at which copper is transformed into plastic state. The main factor, influencing the performance of the copperplate, is its heat conductivity, which depends directly on the chemical composition of metal, and, first of all, on oxygen,dissolved in it, which changes the electric resistance along the grain boundaries. It was shown that the heat conductivityof an industrial model of MCCB mould in repair by FSS method is not changed, that is one of the most importantconditions for their further service. Results of X-ray microanalysis of the deposited layer and base metal confirmed alsotheir identity, the oxygen enrichment was not observed. Metallographic examinations showed that the deposited metalis dense, there are no cracks, lacks of penetration and pores. The layer of copper of sufficient thickness, deposited onthe MCCB plate, has an adhesion with a base thus allowing evaluation of repaired plates as similar to the new ones.According to the new technology the area of plate surface, requiring grinding in repair, is greatly decreased. Ref. 5,Figs. 5.

K e y w o r d s : surfacing; friction stir; repair; copper plate; restoration; mould; tool; pin

Поступила 19.06.13

55

УДК 669.187.2

ПОВЕДЕНИЕ СИЛИЦИДОВ СИСТЕМЫ Ti—Zr—SiИ ИХ ВЛИЯНИЕ НА СВОЙСТВАСВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ

ЖАРОПРОЧНЫХ ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ,ПОЛУЧЕННЫХ СПОСОБОМ ПРЕССОВОЙ СВАРКИ

Г.М. Григоренко, Т.Г. Таранова, С.В. Ахонин,О.М. Задорожнюк, В.К. Сабокарь

Институт электросварки им. Е.О. Патона НАН Украины.03680, г. Киев-150, ул. Боженко 11. E-mail: office@paton.kiev.ua

Представлены результаты исследований сварных соединений титановых сплавов системы Ti—Si—Х, выполненныхспособом прессовой сварки, интерес к которым обусловлен перспективностью их применения в судостроении (все-возможные корпуса катализаторов и сами катализаторы, а также силовые элементы корпусов судов), химическойпромышленности и машиностроении. С помощью способа электромагнитной тигельной плавки с электромагнитнымперемешиванием изготовлены экспериментальные слитки высокопрочных титановых сплавов. Такой способ позво-ляет получить гомогенный расплав, после охлаждения – слитки, однородные по химическому составу. Методамисветовой металлографии, РЭМ, Оже-спектроскопии изучены структура и свойства высокопрочных титановых спла-вов системы с дисперсионным упрочнением. Силицидные частицы обнаружены как в металле зоны контакта, таки в основном металле сварных соединений. Определены их объемная доля, размер и морфология. По границамзерен обнаружены выделения в виде крупных скоплений силицидов, блокирующих границы зерен и снижающихих пластичность. В результате термообработки выделения по границам зерен уменьшаются и коагулируют. Припроведении термообработки в жаропрочных титановых сплавах увеличивается структурная однородность и понижа-ется вероятность образования трещин, что благоприятно влияет на механические свойства сварных соединений.Библиогр. 17, табл. 2, ил. 12.

Ключ е вы е с л о в а : жаропрочные титановые сплавы; микроструктура; дисперсионное упрочнение;силициды; прессовая сварка; термообработка; механические свойства

Одним из прогрессивных направлений металлурги-ческого процесса является электронно-лучеваяплавка, которая позволяет очищать эти материалыот летучих металлических примесей и обеспечиваетполучение изделий с качественно новыми физико-химическими и механическими свойствами. Поэто-му опытные сплавы с (α + β)- и псевдо α-структуройвыплавляли способом электронно-лучевой тигель-ной плавки с электромагнитным перемешиванием.

Основными применяемыми в промышленностиспособами сварки титана являются электронно-лу-чевая, аргоно-дуговая с нерасходуемым электродоми давлением. В первых двух случаях основной ме-талл претерпевает расплавление, а во втором, крометого, используют еще и присадочную проволоку. Врезультате металл шва значительно отличается посоставу и структуре от основного. При сварке дав-

лением соединение происходит в твердом состоя-нии, что позволяет сохранить физико-химическиепоказатели металла, близкие к основному.

При всех способах сварки давлением пластичес-кая деформация является основным процессом, оп-ределяющим развитие физического контакта и ак-тивацию контактных поверхностей. Требуемые длясварки интенсивность и продолжительность сило-вого воздействия на свариваемые металлы, а такжестепень их пластической деформации определяютсяфизико-химическими свойствами металлов, темпе-ратурой и условиями осуществления процесса.Прессовую сварку по интенсивности деформацииможно отнести к низкоскоростной сварке дав-лением.

В работе изучали соединения, полученные спо-собом прессовой сварки давлением, которая нашла

© Г.М. ГРИГОРЕНКО, Т.Г. ТАРАНОВА, С.В. АХОНИН, О.М. ЗАДОРОЖНЮК, В.К. САБОКАРЬ, 2013

56

свое применение в судостроении, химической про-мышленности, машиностроении.

Прессовую сварку образцов (α + β)- и псевдоα-титановых сплавов осуществляли в вакууме с ра-диационным нагревом на установке У874 при тем-пературе 800...810 °С. После достижения требуемойтемпературы образец с оправкой прогревали в тече-ние 5 мин для выравнивания температурного поля.По истечении времени прогрева образцы сваривалипутем сжатия давлением 200...230 МПа на протя-жении 20 мин. Вакуум во время нагрева и сваркиобразцов составлял 1⋅10—2 Па. После сварки их ох-лаждали в сварочной камере [1—3].

Сложились определенные представления о типеструктуры, которой должны характеризоваться жа-ропрочные двухфазные сплавы титана для получе-ния повышенных значений характеристик служеб-ных свойств в зависимости от условий их эксплуа-тации [4, 5], что касается исключительно особен-ностей α- и β-фаз. Роль интерметаллидных и сили-цидных частиц в формировании свойств однозначноне определена.

Поэтому цель данных исследований заключа-лась в изучении влияния образования частиц сили-цидов системы Ti—Zr—Si на структуру и свойствасварных соединений экспериментальных жаро-прочных титановых сплавов, выполненных спосо-бом прессовой сварки.

В промышленных титановых сплавах силицидыаналогично интерметаллидам образуются по эвтек-тоидной реакции: β → α + интерметаллид. Однакоэвтектоидное превращение далеко не всегда благо-приятно сказывается на свойствах жаропрочныхтитановых сплавов, поэтому на практике целесооб-разно избегать развития эвтектоидной реакции в

результате либо соответствующей термической об-работки, либо уменьшения концентрации эвтектои-дообразующих элементов [6].

Кремний вводят для повышения жаропрочностивследствие легирования твердого раствора и образо-вания частиц, которые обусловливают дисперсион-ное упрочнение. В работах [7, 8] показано, что всплавах системы Ti—Zr—Si выделяются преимущес-твенно силициды типа (Ti, Zr)5Si3, которые в лите-ратуре обозначают как S1. Они аналогичны Ti5Si3,но с частичной заменой атомов титана атомами цир-кония. Согласно работе [9], предельная атомная до-ля циркония в силициде типа S1 составляет 9 %. Влитературе описывается также образование сили-цида (Ti, Zr)6Si3 [10], обозначаемого S2 [8, 11].

В рамках данной работы проводили металловед-ческие исследования на световом и растровом элек-тронных микроскопах, Оже-микрозонде JAMP-9500F фирмы «JEOL» и энерго-дисперсионномспектрометре OXFORD EDS INCA Energy 350.

Интегральный химический состав эксперимен-тальных слитков жаропрочных титановых сплавовс дисперсионным упрочнением указан в табл. 1.

Приведены структуры (α + β)—Ti (рис. 1, а) ипсевдо α-титановых сплавов (рис. 1, б) с равномер-ным распределением мелкодисперсных силицид-ных частиц. Химический состав этих частиц дантабл. 2.

На рис. 2 представлены результаты металлогра-фических исследований микроструктуры различ-ных участков сварного соединения (α + β)-титано-вого сплава, выполненного способом прессовойсварки. Данная микроструктура представляет со-бой общие зерна по линии контакта. Зерна в металлезоны соединения мельче и имеют более вытянутую

Т а б л и ц а 1 . Химический состав опытных жаропрочных титановых сплавов

№ сплава Тип сплаваМассовая доля элементов, %

Al Sn Zr Nb Mo V Si [O] [N]

1 (α + β) 4,29 4,39 5,95 4,26 1,57 0,68 0,35 0,24 0,02

2 Псевдо α 5,22 3,33 4,24 0,77 0,13 0,61 0,57 0,10 0,02

Рис. 1. Структура опытных титановых сплавов с равномерным распределением мелкодисперсных частиц: а – (α + β)-титановыйсплав, ×10000; б – псевдо α-титановый сплав, ×7000

57

форму, чем зерна основного металла (рис. 2, а). Вметалле переходной зоны микроструктура особо неотличается (рис. 2, б). Сварочных дефектов по ли-нии контакта практически не обнаружено, что явля-ется признаком качественного сварного соединения.Характер распределения микротвердости (α + β)-титанового сплава в зоне контакта равномерный исоставляет 3800...3900 МПа. Ширина зоны контак-та равняется примерно 120...150 мкм. По мереудаления от зоны контакта к основному металлузафиксировано идентичное снижение твердости до3840 МПа с обеих сторон сварного соединения.

Исследования микроструктуры сварного соеди-нения псевдо α-титанового сплава показали, чтоструктура зоны контакта представляет собой вытя-нутые зерна α-титана, расположенные перпендику-лярно прикладываемой нагрузке (рис. 3). Необхо-димо отметить, что ширина этой зоны имеет пере-менное значение от 50 в центре образца до 120......150 мкм на периферии, где произошла большаястепень деформации. Микротвердость металла ли-нии соединения составляет 4200 МПа. При перехо-де в основной металл, где прошла рекристаллиза-ция, отмечено резкое падение микротвердости в зо-

Т а б л и ц а 2 . Химический состав силицидных мелкодисперсных частиц в (α + β)-титановом сплаве и псевдо α-титановомсплаве

№ cпектраМассовая доля элементов, %

C O Al Si Ti V Zr Nb Mo Sn

(α + β)-титановый сплав

Спектр 1 1,23 0 4,27 4,28 61,08 1,78 19,14 2,78 0,90 4,55

Спектр 2 0,81 0 5,09 2,11 67,27 0,93 12,72 4,75 2,29 4,04

Спектр 3 0,45 0 5,26 1,49 69,51 2,19 10,44 5,31 1,73 3,61

Псевдо α-титановый сплав

Спектр 1 0,65 1,20 1,61 14,28 48,51 0,50 29,88 2,51 0,43 0,43

Спектр 2 0,59 2,36 1,17 12,09 46,04 1,25 30,21 3,01 1,14 2,14

Спектр 3 1,14 0,70 3,34 12,66 46,68 1,88 26,41 4,37 1,28 1,54

Спектр 4 0,74 1,93 5,66 0,48 82,49 0,60 4,18 0,63 0,65 2,64

Рис. 2. Микроструктура (×100) сварного соединения (α + β)-титанового сплава: а – зона соединения; б – переходная зона

Рис. 3. Микроструктура (×500) сварного соединения псевдо α-титанового сплава: а – зона контакта; б – основной металл

58

не, где она не состоялась, микротвердость снижа-ется плавно. В основном металле микротвердостьсоставляет 4000 МПа.

Обнаруженные силициды системы Ti—Zr—Si в(α + β)-титановом сплаве распределены довольноравномерно в основном металле. Их объемная долясоставляет 0,5...0,7 %, объемная доля карбидовTiC – 0,3 %. В зоне контакта объемная доля сили-цидов Ti—Zr—Si равняется 0,8 %, карбидов TiC –0,5 %. Размер частиц на исследуемом участке сос-тавляет 40...50 нм, они имеют овальную форму врезультате приложенного давления в процессе свар-ки (рис. 4, а).

В псевдо α-титановом сплаве обнаружены такиеже повышающие жаропрочность силициды системыTi—Zr—Si, которые распределены менее равномернов основном металле. Их объемная доля составляет0,3...0,4 %, а карбидов TiC – примерно 0,3 %. В зонесоединения объемная доля силицидов Ti—Zr—Siдостигает 0,6 %, карбидов TiC – 0,5 %. Частицы вметалле этого образца более крупные, на исследуемомучастке их размер составляет 50...250 нм. Они имеютаналогичную овальную форму за счет приложенногов процессе сварки давления (рис. 4, б).

Обнаруженные силициды расположены внутриα-фазы и имеют эллипсоидальную форму, поэтомупредположительно относятся к типу S2. Данныечастицы не имеют когерентной связи с матрицей иплохо растворяются при нагреве. Это свидетельст-вует о том, что в составе частиц присутствуют эле-менты (олово, алюминий и др.), повышающие ус-тойчивость решетки. Растворение их возможнотолько после нагрева в β-область [6].

По границам зерен в зоне соединения (α + β)-титанового сплава обнаружены выделения в видекрупных скоплений силицидов Ti—Zr—Si, что можетпослужить причиной понижения пластичности. Повсей видимости, это связано с неодинаковыми ко-эффициентами диффузии элементов при прессовойсварке (рис. 5).

В отличие от (α + β)-титанового сплава, по гра-ницам зерен псевдо α-титанового сплава силицид-ные частицы скапливаются в меньшей степени, чтообусловливает более высокие показатели их пла-стических свойств (рис. 6).

Термическая обработка является важнейшимспособом придания сплаву оптимального комплексафизико-механических свойств. Основная цель тер-мической обработки состоит в том, чтобы путем на-

Рис. 4. Хаотическое распределение дисперсных силицидных частиц в зоне соединения, ×30000: а – (α + β)-титановй сплав; б –псевдо α-титановый сплав

Рис. 5. Крупные скопления силицидов Ti—Zr—Si (×10000): а – изображение во вторичных электронах; б – карты элементовкремния и циркония, полученные при помощи ЭДС

Рис. 6. Скопления силицидных частиц по границам зерен в псев-до α-титановом сплаве (×10000)

59

грева до определенных температур и последующегоохлаждения вызвать изменение строения металла иполучить заданные свойства [12—14].

Для варьирования свойств сплава нужно, чтобыпосле термической обработки произошли остаточ-ные изменения, обусловленные фазовыми превра-щениями. Режим термической обработки включаетследующие параметры: температуру нагрева, времявыдержки при данной температуре, скорость нагре-ва и охлаждения образца.

Анализ характера превращений при закалке, взависимости от содержания β-стабилизаторов, име-ет большое практическое значение с точки зрения

возможности упрочнения закаленных титановыхсплавов при последующем старении.

С целью улучшения качества сварных соедине-ний титановых сплавов проводили упрочняющуютермическую обработку, состоящую из закалки споследующим старением. Сплавы нагревали до сос-тояния β-фазы, закаливали и затем подвергали ста-рению:

для (α + β)-титанового сплава выполняли закал-ку в воде от 950 °С в течение 1 ч и старение притемпературе 600 °С (6 ч);

для псевдо α-титанового сплава осуществлялизакалку в воду от 1000 °С (1 ч) и старение (4 ч)при 600 °С.

При закалочных температурах β-фаза распада-ется по границам зерен с образованием пластинча-тых кристаллов α-фазы, по мере распада такие пла-стинки возникают и внутри зерен β-фазы.

Металлографические исследования (α + β)-ти-танового сплава после термообработки (ТО) пока-зали, что по всей длине сварного соединения мик-роструктура однородная (рис. 7), возникли общиезерна, что свидетельствует о качественном сварномсоединении. Образование общих зерен в зоне соеди-нения происходит в результате миграции границзерен, ориентированных вдоль первоначальнойплоскости контакта. В результате TО выделения пограницам зерен уменьшаются и коагулируют(рис. 8), что положительно влияет на пластическиесвойства. Твердость в металле зоны повысилась

Рис. 7. Микроструктура (×500) сварного соединения (α + β)-титанового сплава после ТО

Рис. 8. Выделения силицидов по границе зерна (α + β)-титанового сплава после ТО: а – ×2500; б – ×30000

Рис. 9. Микроструктура сварного соединения псевдо α-титанового сплава после ТО: а – на световом микроскопе, ×500; б – наРЭМ, ×1500

60

примерно до 4000 МПа, по сравнению с твердостьюосновного металла, уменьшившейся до 3660 МПа.

Металлографические исследования псевдо α-ти-танового сплава показали, что часть зоны контактасостоит из дезориентированных зерен α- и β-титанас нечетко выраженной зоной перехода к основномуметаллу (рис. 9, а). Следует отметить, что послеТО зерна α-титана приобретают округлую форму иих количество увеличивается, в результате чего взоне контакта повышается пластичность металладанного сварного соединения. Ширина зоны кон-такта в этой области составляет примерно 120......130 мкм. Прилегающие к зоне контакта областис одной стороны состоят из мелкодисперсных хао-тически расположенных пластин α- и β-фаз, а сдругой, пластины α- и β-фаз имеют четкую ориен-тировку.

В результате ТО твердость уменьшилась в зонеконтакта псевдо α-титанового сплава до 3500, в ос-новном металле – до 3660 МПа, по сравнению ствердостью сварного соединения непосредственнопосле сварки (4000...4200 МПа). В другой частизоны соединения отмечено полное отсутствие ее гра-ницы. Структура мелкодисперсная, однородная ипрактически не отличается от структуры основногометалла, в ней появляется тенденция к сфероиди-зации пластинок α-фазы.

Этот процесс способствует упрочнению сварногосоединения в зоне контакта, что подтверждается по-вышением твердости от 3700 до 3900 МПа. Черезпервоначальную линию соединения прорастают об-щие зерна (рис. 9, б). По границам зерен большене скапливаются крупные силицидные выделения,приводящие к охрупчиванию (рис. 10).

Проведены рентреноструктурные исследованияобразцов свидетелей после ТО. В (α + β)-титановомсплаве объемная доля α-фазы увеличилась от 60,0до 82,6, в то время как β-фазы уменьшилась от 40,0до 12,1, что подтверждают результаты наших ме-таллографических исследований. Параметры ре-шетки β-фазы следующие: а = 2,9264 нм, c == 4,6768 нм, а β-фазы – а = 3,2357 нм. Такжеобнаружены частицы SiZr2 (5,2 мас. %).

В псевдо α-титановом сплаве после ТО объемнаядоля α-фазы составила 94,7 %, а количество за-калочных структур мартенситного типа β-фазы воз-росло до 5,3 %, что способствовало увеличениюпрочности. Параметры решетки α-фазы следую-щие: а = 2,9184 нм, c = 4,6701 нм, решетки β-фазы – а = 3,2206 нм.

После печной упрочняющей ТО проведены ме-ханические испытания на разрыв круглых образцовсвидетелей. Для (α + β)-титанового сплава пределтекучести составил 1338, а временное сопротивле-ние – 1346 МПа. В то же время временное сопро-тивление основного металла без ТО равняется1422 МПа и предел текучести – 1331 МПа [15].

Для псевдо α-титанового сплава после ТО и ме-ханических испытаний на разрыв предел текучести

составил 1187 МПа, временное сопротивление –1250 МПа, а для основного металла без ТО – σт == 1130 МПа, σв = 1273 МПа [15]. Полученные ре-зультаты свидетельствуют о том, что после ТО вобоих образцах возросло значение предела теку-чести.

Полученные данные можно сопоставить с ре-зультатами фрактографических исследований об-разцов свидетелей после ТО.

Поверхность разрушения образца (α + β)-тита-нового сплава транскристаллитная, некоторые зер-на окружены вторичными межзеренными трещина-ми. Причиной такого характера разрушения явля-ется декогезия границ зерен вследствие структур-ных превращений и выделения включений в меж-зеренное пространство [16, 17].

При растяжении растягивающие напряжениявызывают неравномерность микропластической де-формации зерен и концентрацию напряжений на ихграницах. Рост концентрации напряжений способ-ствует возникновению условий облегченного заро-ждения микротрещин вдоль границ по механизмуквазискола (рис. 11). Размеры силицидов в данномобразце варьируются от 70 до 150 нм и имеют огран-ку, свидетельствующую об определенной когерент-ности матрицы и силицида и, как следствие, о су-

Рис. 10. Чистые границы псевдо α-титанового сплава после ТО,×8500

Рис. 11. Поверхность разрушения образца свидетеля (α + β)-титанового сплава после ТО, ×16000

61

ществовании полей упругих напряжений у границраздела. Эти силициды относятся к типу S1—(Ti,Zr)5Si3. Они почти всегда располагаются группамив виде строчек и «привязаны» к межфазной границераздела [6].

Рельеф поверхности разрушения образца псевдоα-титанового сплава слабо выраженный, характерразрушения – смешанного типа. Разрушение ско-лом составляет 10...15 %, а вязкое разрушение всочетании со слиянием микропор – 85...90 %.

На рис. 12, а представлен участок скола, полу-ченный внутризеренным сколом через α- и β-фазы.По поверхности раздела фаз перпендикулярно пло-скости скола образовались разрывы, что привело кслоистому виду структуры. Отмеченная слоистаяповерхность разрушения возникает в результатеразделения α- и β-фаз в направлении, нормальномплоскости скола. Участки вязкого излома образова-лись по механизму слияния микропор (рис. 12, б).Упрочняющие силициды системы Ti—Zr—Si, нахо-дящиеся в этих участках, расположены хаотическипо поверхности. Они когерентны с матрицей, чтоспособствует улучшению прочностных характерис-тик. Следует отметить увеличение размеров и коли-чества частиц, расположенных в матрице.

В результате проведенной упрочняющей ТО (за-калка + старение) не произошла полная прокалива-емость образца, вследствие чего внутренняя частьобразца разрушилась по хрупкому, а по всему пе-риметру – по вязкому механизму.

Выводы

1. Микроструктура α + β-титанового сплава пред-ставляет собой общие зерна по линии соединения,а для псевдо α-титанового сплава в микроструктуреобнаружены вытянутые зерна α-титана, располо-женные перпендикулярно прикладываемой нагруз-ке. Размер зоны соединения составляет 120......150 мкм.

2. Распределение микротвердости металла зонысоединения в обоих сплавах относительно равно-мерное и незначительно отличается от микротвер-дости основного металла.

3. В зоне контакта, как и в основном металлеэкспериментальных сплавов, обнаружены повышаю-

щие жаропрочность силицидные частицы, опреде-лены их объемная доля, размер и морфология.

4. По границам зерен обоих сплавов обнаруженыкрупные скопления силицидов, блокирующие гра-ницы зерен и снижающие пластичность. В результатетермообработки выделения по границам зерен умень-шаются, коагулируют (для α + β-титанового сплава)и полностью исчезают (для псевдо α-титанового спла-ва). Происходит полная рекристаллизация.

5. В ходе упрочняющей ТО в жаропрочных тита-новых сплавах через первоначальную границу раз-дела прорастают общие зерна, исчезают дефектыпо линии соединения, увеличивается структурнаяоднородность и понижается вероятность образо-вания трещин, что благоприятно влияет на механи-ческие свойства.

6. Результаты механических испытаний свиде-тельствуют о том, что после ТО основного металлав обоих образцах повысилось значение предела те-кучести.

1. Металлургия и технология сварки титана и его сплавов /С.М. Гуревич, В.Н. Замков, В.Е. Блащук и др. – 2-е изд.,доп. и перераб. – Киев: Наук. думка, 1986. – 240 с.

2. Каракозов Э.С. Сварка металлов давлением. – М.:Машиностроение, 1986. – 280 с.

3. Диффузионная сварка титана / Э.С. Каракозов,Л.М. Орлова, В.В. Пешков, В.И. Григорьевский. – М.:Металлургия, 1977. – 271 с.

4. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И.С. Титановыесплавы. Состав, структура, свойства. Справочник. – М.:ВИЛС-МАТИ, 2009. – 520 с.

5. Металловедение титана и его сплавов / С.П. Белов,М.Я. Брун, С.Г. Глазунов и др. – М.: Металлургия,1992. – 352 с.

6. Выделение частиц силицидов в жаропрочных титановыхсплавах / А.А. Попов, С.Л. Демаков, М.А. Попова идр. // Титан. – 2013. – № 1. – С. 4—13.

7. Ramachandra C., Singh V. Orientation relationship between α′titanium and silicide S2 in alloy Ti—6Al—5Zr—0,5Mo—0,25Si //Metal. Trans. – 1985. – A16, № 1—3. – P. 435—455.

8. Singh A.K., Ramachandra C. Characterization of silicidesin high-temperature titanium alloys // J. of materials sci-ence. – 1997. – 32, is. 1. – P. 229—234.

9. Flower H.M., Salpadoru N.H. Phase equilibrium and trans-formations in a Ti—Zr—Si system. // Metal. & Mater.Trans. – 1995. – A26, № 2. – P. 243—257.

10. Ramachandra C., Singh V. Silicide phases in some complextitanium alloys // Metal. Trans. – 1992. – A23,№ 2. – P. 689—690.

11. McIntosh G., Baker T.N. Composition of silicide phase innear-alpha titanium alloys // Phase Transform.’87: Proc.conf. metal. sci. comm. Inst. metals (Cambridge, 6—10 July,1988). – London, 1988. – P. 115—118.

Рис. 12. Фрактограммы образца свидетеля псевдо α-титанового сплава после ТО: а – участок хрупкого разрушения, ×1000; б –участок вязкого излома, ×10000

62

12. Колачев Б.А., Вишняков Д.Я., Лясоцкая В.С. // Ме-талловед. и терм. обраб. – 1967. – № 2. – С. 21—24.

13. Хорев М.А., Гусев Ю.В., Грибова Н.К. Термическаяобработка сварных соединений сплавов титана ОТ4 иВТ20 // Автомат. сварка. – 1983. – № 7. – С. 19—23.

14. Влияние сварки и термообработки на структуру и свойст-ва высокопрочных сплавов титана // Сплавы титана сособыми свойствами / М.Х. Шоршоров, Ф.Р. Куликов,Ю.Г. Кириллов и др. – М.: Наука, 1982. – С. 87—96.

15. Дисперсионно-упрочненные титановые сплавы системыTi—Si—X / Г.М. Григоренко, С.В. Ахонин, Т.Г. Тарановаи др. // Современ. электрометаллургия. – 2012. –№ 1. – С. 45—52.

16. Малевский Ю.Б., Габин В.Ф., Даровский Г.Ф. Атласмакро- и микроструктур сварных соединений. – М.:Машгиз, 1961. – 118 с.

17. Фрактография и атлас фрактограмм: Справочник / Пер.с англ. – М.: Металлургия, 1982. – 489 с.

Presented are the results of investigations of welded joints of titanium alloys of Ti-Si-X system, made by the presswelding method, the interest to which was expired by their challenging application in shipbuilding ( various bodies ofcatalysts and catalysts themselves, and also load-carrying elements of ship hulls), chemical industry and machine building.Using the method of electromagnetic crucible melting with an electromagnetic stirring, the experimental ingots ofhigh-strength titanium alloys were manufactured. This method allows producing the homogeneous melt and, after cooling,the ingots, homogeneous in chemical composition. Using the methods of light metallography, SEM, Auger-spectroscopy,the structure and properties of high-strength titanium alloys of system with dispersion strengthening were examined.Silicide particles were revealed both in metal of contact zone, and also in base metal of welded joint. Their volumefraction, size and morphology were determined. Precipitations in the form of large clusters of silicides, blocking thegrain boundaries and decreasing their plasticity, were revealed at the grain boundaries. As a result of heat treatmentthe structural homogeneity is increased in heat-resistant titanium alloys and probability of crack formation is reduced,that influences favorably the mechanical properties of welded joints. Ref. 17, Tables 2, Figs.12

K e y w o r d s : heat-resistant titanium alloys; microstructure; dispersion strengthening; silicides; press welding;heat treatment; mechanical properties

Поступила 18.06.2013

63

XI МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ«Ti—2013 В СНГ»

Организованная Межгосударственной ассоциацией«Титан» традиционная ежегодная Международнаяконференция «Титан в СНГ» прошла 26—29 мая2013 г. в г. Донецке, Украина. В конференции при-няли участие более 200 специалистов из России,Украины, Казахстана, Америки, Великобритании,Японии, Китая, Германии, Франции, Италии, Нор-вегии, Люксембурга, Польши, Швейцарии и Авст-рии. На конференции с докладами выступили уче-ные и специалисты в области титана из ведущихнаучно-исследовательских организаций и промыш-ленных предприятий России, Украины и другихстран: ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей», ГОУ ВПО«Уральский государственный технический универ-ситет – УПИ имени первого Президента РоссииБ.Н. Ельцина», «МАТИ» – Российского государ-ственного технологического университета им. К.Э.Циолковского, ОАО «Всероссийский институт лег-ких сплавов», ФГУП «Всероссийский институтавиационных материалов», Института проблемсверхпластичности металлов РАН, ОАО «Корпо-рация «ВСМПО-АВИСМА», ОАО «Зеленодоль-ский завод им. A.M. Горького», Института электро-сварки им. Е.О. Патона НАН Украины, Институтаметаллофизики им. Г.В. Курдюмова НАН Украи-ны, Физико-механического института им. Г.В. Кар-пенко НАН Украины, Донецкого физико-техничес-кого института им. О.А. Галкина НАН Украины,Государственного научно-исследовательского ипроектного Института титана, ГП «Антонов», ALDVacuum Technologies GmbH (Германия), TiRus In-ternational SA (Швейцария), NTC for Titanium Inc.(Япония) и др. Всего на пленарных заседаниях ив секциях «Металловедение и технология титано-вых сплавов» и «Сырье. Металлургия» представ-лено более 50 докладов.

В докладах Д.А. Курочкина (ОАО «Корпора-ция «ВСМПО-АВИСМА»), T. Nishimura (NTCCorporation for titanium, Япония), Masahiro Tsutsui(Японская Титановая Ассоциация), Steven Hancock(TiRus International SA, Швейцария) дан прогнозроста потребностей в титановой продукции на бли-жайшие 5 лет как в гражданских, так и в военныхсекторах промышленности. Основными отраслями

потребления титановых полуфабрикатов являютсясамолето-, двигателе- и судостроение.

Анализ современного состояния рынка титана,приведенный в докладе А.В. Александрова (ЗАО«Межгосударственная ассоциация титан»), пока-зал, что основными причинами нынешних труднос-тей в титановой области являются экономическаянестабильность в Европе, череда революций в араб-ских странах, кризис атомной энергетики после тра-гедии в Фукусиме.

На конференции довольно плотно представленынаучно-технические разработки институтов Нацио-нальной академии наук Украины в области метал-лургии и материаловедения титана и его сплавов.От ИЭС им. Е.О. Патона представлены докладыоб обработке поверхности слитков титана способомэлектронно-лучевого оплавления, о структурныхособенностях интерметаллида TiAl, легированногобором и лантаном при ЭЛП после пластической де-формации и термообработки, особенностях форми-рования структурной и химической неоднородностив соединениях прессовой сварки сплавов системыTi—Si—X. Специалисты Института металлофизикиим. Г.В. Курдюмова отметили основные тенденциииспользования титановых сплавов в авиастроении,а представители Запорожского национального тех-нического университета совместно с ГП ЗТМК иОАО «Мотор Сич» представили свои разработки вобласти применения порошка титана, легированно-го кислородом, для производства деталей авиадви-гателей. Специалисты Донецкого физико-техничес-кого института им. О.А. Галкина показали, что спо-соб винтовой экструзии и субмикрокристалличес-кая структура создают новые возможности в произ-водстве и применении титана и его сплавов.

Согласно докладам специалистов геологическихнаук по развитию сырьевой базы титановой отраслив странах СНГ, Украина имеет значительные запа-сы титановых руд, пригодных к промышленномуосвоению с максимальной экономической эффек-тивностью.

В заключение хотелось бы отметить высокийуровень проведения конференции и выразить бла-годарность ее организаторам в лице ЗАО «Межго-сударственная организация «Титан» и ее председа-теля А.В. Александрова.

С.В. Ахонин,В.А. Березос

64

VII НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКАЯ КОНФЕРЕНЦИЯМОЛОДЫХ УЧЕНЫХ И СПЕЦИАЛИСТОВ

«СВАРКА И РОДСТВЕННЫЕ ТЕХНОЛОГИИ»

22—24 мая 2013 г. в пгт Ворзель Киевской областина базе кардиологического санатория «Ворзель» со-стоялась VII научно-техническая конференция мо-лодых ученых и специалистов «Сварка и родствен-ные технологии», посвященная 95-летию Нацио-нальной академии наук Украины. Организаторомконференции выступил Совет научной молодежиинститута при активной поддержке дирекции Ин-ститута электросварки им. Е.О. Патона НАН Ук-раины. Эта традиционная конференция проводитсяраз в два года с 2001 г. и является одной из самыхкрупных молодежных конференций в странах СНГпо данной тематике.

Для участия в конференции заявлено 234 докла-да молодых ученых и специалистов из научно-ис-следовательских институтов, учебных заведений,организаций и предприятий Украины, России,Польши, Сербии, Канады. При поддержке дирек-ции Института электросварки к началу проведенияконференции изданы сборник тезисов и программаработы.

Данная конференция имеет особое воспитатель-ное значение, поскольку здесь могут присутствоватьи делать доклады аспиранты и студенты, выбрав-шие сварку и родственные технологии в качественепосредственного направления своей будущей тру-довой деятельности.

В работе конференции приняли участие более100 участников. Конференция проходила на протя-жении трех дней в режиме пленарных заседаний.Было заслушано около 93 докладов.

С приветственным словом на открытии конфе-ренции выступил заместитель директора Институтаэлектросварки им. Е.О. Патона НАН Украины,академик НАН Украины И.В. Кривцун, которыйподчеркнул необходимость проведения подобныхмероприятий с целью обмена опытом и налажива-ния научных и дружественных отношений междусотрудниками различных учреждений.

Основная цель таких конференций – популя-ризация технологий, получение новых знаний, спо-собных создавать надежную и конкурентоспособнуюпродукцию, пропаганда необходимости полученияновых, повышающих качество, надежность и долго-вечность технических изделий и конструкций.

Пленарную часть конференции открыл докладмладшего научного сотрудника отдела № 22 Инсти-тута электросварки им. Е.О. Патона Е. Половецко-го, в котором изложены основные материалы буду-щей кандидатской диссертации на тему «Процессыструктуро- и фазообразования соединений сплавов

титана и алюминия при диффузионной сварке ввакууме», посвященной успешному решению зада-чи соединения разных материалов, применяемых всовременных отраслях машиностроения, способомдиффузионной сварки в вакууме.

Робота конференции велась по девяти направле-ниям:

прогрессивные технологии сварки и соединенияматериалов;

прочность, надежность и долговечность сварныхконструкций;

технологии наплавления, нанесения покрытий иобработки поверхности;

процессы специальной электрометаллургии;новые конструкционные и функциональные ма-

териалы;техническая диагностика и неразрушающий кон-

троль;автоматизация процессов сварки и родственных

технологий;физико-химические процессы (термодинамика,

кинетика, фазовые превращения, коррозия и защи-та материалов от коррозии, исследования микро-структуры);

математическое моделирование и информацион-ные технологии в сварке и родственных процессах.

Работы, представленные сотрудниками институ-та электросварки им. Е.О. Патона, посвящены какобеспечению технологических условий сварки, на-плавки, обработки деталей и конструкций, матема-тическому моделированию, так и исследованиюфундаментальных процессов, происходящих приэтих условиях.

Интересные доклады по автоматизации процес-сов сварки и родственных технологий представленыТ. Скубой (Институт электросварки им. Е.О. Пато-на), А. Жидковым (ВНУ им. В. Даля, Луганск),С. Гулаковым (Приазовский технический универ-ситет, Мариуполь). Вопросы прочности были рас-смотрены в докладах С. Соловья, В. Шапки,И. Клочкова (Институт электросварки им. Е.О.Патона), А. Лукашевича, И. Приходько (ИППим. Г.С. Писаренка, Киев), В. Вира, В. Кулика,О. Билого (ФМИ им. Г.В. Карпенка, Львов).

В докладах сотрудников отдела прочности свар-ных конструкций ИЭС им. Е.О. Патона НАН Ук-раины А. Молтасова и С. Мотрунича представленыаналитические и численные расчетные методы поопределению силовых параметров, необходимыхдля контактной стыковой сварки колец. Данные ма-териалы являются важным научно-практическим

65

приложением в расчетах по модернизации машин,предназначенных для стыковой сварки замкнутыхконтуров непрерывным и импульсным оплавле-нием.

В области технической диагностики и неразру-шающего контроля рассмотрен интересный докладВ. Савицкого (Институт электросварки им. Е.О.Патона) о прогрессивном методе определения оста-точных напряжений на основе использования элек-тронной спекл-интерферометрии, разработанном вИнституте электросварки. Данный метод позволяетне только получить информацию о напряженномсостоянии в локальной зоне исследуемого объекта, нои определить градиент напряжений по его поверх-ности. На основе этих разработок в Институте элек-тросварки им. Е.О. Патона создан портативныйспекл-интерферометрический прибор для опре-деления остаточных напряжений в конструкционныхматериалах в лабораторных и полевых условиях.

На конференции наибольшее количество докла-дов (55) посвящено вопросам технологии наплавки,нанесения покрытий и обработки поверхности.Представленные технологии и составы покрытийотличаются большим разнообразием и эффективно-стью. Интересные разработки представлены спе-циалистами России (Москва, Курск, Юрга, Киров,Черноголовка, Волгоград) и Украины (Киев,Львов, Краматорск, Мариуполь, Тернополь, Харь-ков). Особое внимание проявлено к докладу сот-рудника отдела № 73 (Институт электросваркиим. Е.О. Патона) Е. Кузьмича-Янчука, посвящен-ного актуальной тематике – использованию гиб-ридных источников тепла для реализации процес-сов инженерии поверхности. В докладе представ-лены результаты исследования процесса лазерно-плазменного напыления титановых покрытий сформированием упрочняющих нитридных фаз не-посредственно в процессе напыления.

Гость из Сербии Боян Глигориевич представилобзорный доклад о деятельности Института Гоша(г. Белград) в области сварочных технологий и ин-женерии поверхности. Институт выполняет множе-ство исследовательских и прикладных проектов какпо национальным программам, так и в содружествес известными европейскими компаниями и научны-ми центрами. Доклад Б. Глигориевича вызвал зна-чительный интерес слушателей и может быть оцененкак первый шаг в налаживании научного сотрудни-чества Института электросварки им. Е.О. Патонаи Института Гоша.

В области специальной электрометаллургии сле-дует отметить доклад А. Полишко (Институт элек-тросварки им. Е.О. Патона), посвященный иссле-дованию поведения неметаллических включений влитом электрошлаковом металле. В нем представ-лены результаты исследований химического соста-ва, размеров и характера распределения неметалли-ческих включений при электрошлаковом переплаверасходуемого электрода и электрошлаковом напла-влении жидким металлом в процессе их трансфор-

мации из исходного металла (электрода, жидкогометалла) в готовый слиток ЭШП с применениемсовременных методик и международных стандар-тов. Физико-механические испытания подтвердиливысокое качество литого металла.

Традиционно пристальное внимание участникиконференции уделяют физико-химическим процес-сам, структурообразованию и фазовым превраще-ниям как в конструкционных материалах, так и вих сварных соединениях. Эту тематику раскрывалиД. Ермоленко, Т. Зубер, А. Наконечный (Институтэлектросварки им. Е.О. Патона), Т. Ступницкий(ФМИ им. Г.В. Карпенка). Особый интерес вызвалдоклад А. Борисенко (ИЧМ, Днепропетровск) натему «О формировании концентрационно-струк-турного состояния аустенита при кристаллизациистали», согласно которому путем направленного со-здания при кристаллизации стали и последующейее деформационной и термической обработке опре-деленных концентрационно-структурного состоя-ния полиморфных модификаций твердых раство-ров δ-, γ-, и α-железа и набора межкристаллитныхграниц, возможно более эффективное управлениеформированием структуры и свойствами металлоп-родукции.

Много выступлений посвящено прогрессивнымтехнологиям сварки и соединения материалов, атакже математическому моделированию и информа-ционным технологиям в сварке и родственных про-цессах. Так, И. Мирзов (Институт электросваркиим. Е.О. Патона) представил доклад «Моделиро-вание напряженно-деформированного состояниявнутрикорпусных устройств на примере выгородкии стенки шахты реактора ВВЭР-1000» о созданиидвух- и трехмерной конечно-элементных моделей,нелинейно учитывающих зависимость радиацион-ного распухания материала выгородки от темпера-туры облучения, напряженного состояния и пласти-ческих деформаций.

Нельзя не отметить активное участие в конфе-ренции представителей Национального техническо-го университета Украины «КПИ», представившихинтересные доклады на актуальные современныетемы.

24 мая состоялось торжественное закрытие кон-ференции, на котором традиционно отметили луч-шие доклады и вручили премии. Диплом I степениприсудили докладу В. Порохонько (Институт элек-тросварки им. Е.О. Патона) «Оптимизация пара-метров процесса ЭШС титана плавящимся мундш-туком» о разработке методов управления формиро-ванием сварных соединений при электрошлаковойсварке толстостенных изделий из титановых спла-вов посредством воздействия внешними магнитны-ми полями. Дипломом II степени отмечены докладыЕ. Маринина (ФГБОУ ВПО «Вятский государст-венный университет», Россия) «Лазерно-плазмен-ное упрочнение лезвийного деревообрабатывающе-го инструмента» и В. Кулика «Оценивание работо-способности графитизированных сталей» (Физико-

66

механический институт им. Г.В. Карпенко). Дипло-мом III степени отмечены доклады О. Задорожнюк(Институт электросварки им. Е.О. Патона, Украи-на) «Исследование структуры и свойств сварныхсоединений экспериментальных титановых сплавовсистемы Ti—Si—X, выполненных прессовой свар-кой», К. Гущина (Институт электросварки им. Е.О.Патона) «Контактно-стыковая сварка алюминиево-го сплава В95Т1 в условиях всестороннего сжатияс принудительным формированием усиления» иА. Малахова (Институт структурной макрокинети-ки и проблем материаловедения РАН, Россия)«Плакирование взрывом стали жаропрочными эро-зионностойкими сплавами».

Следует отметить доброжелательное отношение,гостеприимство и всестороннюю помощь в проведе-

нии конференции сотрудников кардиологическогосанатория «Ворзель» НАН Украины и лично дирек-тора Алены Григорьевны Сырых. Созданная рабо-чая обстановка способствовала развитию тематичес-ких дискуссий, установлению деловых контактов.

Огромная помощь в подготовке и проведенииконференции оказана председателем организацион-ного комитета ученым секретарем Института элек-тросварки им. Е.О. Патона, докт. техн. наук Л. Ки-реевым. Также большой вклад внесли члены орг-комитета А. Полишко, Е. Кузьмич-Янчук, С. Вой-нарович, В. Синюк, Е. Половецкий, В. Савицкий,А. Бернацкий, Д. Жиров и др.

И.Н. Клочков

НАШИ ПОЗДРАВЛЕНИЯ!

Н.Т. ШЕВЧЕНКО – 75!

3 июля 2013 г. исполни-лось 75 лет кадровому сот-руднику Института элект-росварки им. Е.О. Пато-на, лауреату Государст-венной премии УкраиныНиколаю ТрофимовичуШевченко.

Более полувека трудо-вой жизни юбиляра про-шли в институте. Удиви-тельное сочетание острогоума, природной смекалки,

инженерного таланта и колоссального опыта в тече-ние всей многообразной биографии Николая Тро-фимовича не раз помогали при реализации лабора-

торных идей в цехах гигантов машиностроительнойи металлургической промышленности не только вУкраине, но и за ее пределами. Необыкновенно быс-тро он устанавливает контакт с заводскими инжене-рами и рабочими, которые относятся к нему с боль-шим уважением, особенно молодые специалисты.

Николай Трофимович – признанный в странеи за ее пределами специалист в области электрош-лаковой сварки, переплава и литья.

И сегодня рука об руку он активно работает смолодыми колллегами, проводя эксперименты, соз-давая и исследуя новые электрошлаковые техно-логии.

Редколлегия журнала поздравляет юбиляра ижелает ему долгих и творческих лет жизни.

67

ПОДПИСКА — 2013 на журнал «Современная электрометаллургия»

Украина Россия Страны дальнего зарубежья

на полугодие на год на полугодие на год на полугодие на год

160 грн 320 грн 900 руб. 1800 руб. 30 дол. США 60 дол. США

В стоимость подписки включена доставка заказной бандеролью.

Реклама публикуется наобложках и внутренних вклей-ках следующих размеров• Первая страница обложки(190 190 мм)• Вторая, третья и четвертаястраницы обложки(200 290 мм)• Первая, вторая, третья, чет-вертая страницы внутреннейобложки (200 290 мм)• Вклейка А4 (200 290 мм)• Разворот А3 (400 290 мм)

Технические требования к рекламным материалам• Размер журнала после обрези 200 290 мм• В рекламных макетах длятекста, логотипов и другихэлементов необходимо отступать открая модуля на5 мм с целью избежания потеричасти информации

Все файлы в формате IBM PC• Corell Draw, версия до 10.0• Adobe Photoshop, версия до 7.0• QuarkXPress, версия до 7.0• Изображения в формате TIFF,цветовая модель CMYK,разрешение 300 dpiСтоимость рекламы и оплата• Цена договорная

• По вопросам стоимости разме-щения рекламы, свободной пло-щади и сроков публикации просьбаобращаться в редакцию• Оплата в гривнях или рубляхРФ по официальному курсу• Для организаций-резидентовУкраины цена с НДС и налогомна рекламу• Для постоянных партнеровпредусмотрена система скидок• Стоимость публикации статьина правах рекламы составляетполовину стоимости рекламнойплощади• Публикуется только профильнаяреклама• Ответственность за содер-жание рекламных материаловнесет рекламодатель

Подписано к печати 31.07.2013. Формат 60 84/8. Офсетная печать.Усл. печ. л. 8,4. Усл. кр.-отт. 7,3. Уч.-изд. л. 9,4.Печать ООО «Фирма «Эссе». 03142, г. Киев, пр. Акад. Вернадского, 34/1.

© Современная электрометаллургия, 2013

РЕКЛАМА в журнале «Современная электрометаллургия»

Подписку на журнал «Современная электрометаллургия» можно оформить непосредственночерез редакцию или по каталогам подписных агентств «Пресса», «Идея», «Саммит», «Пресс-центр», «Информнаука», «Блицинформ», «Меркурий» (Украина) и «Роспечать», «ПрессаРоссии» (Россия).

Контакты:тел./факс: (38044) 200-82-77;200-54-84; 205-22-07E-mail: journal@paton.kiev.ua

Подписка на электронную версию журнала «Современная электрометаллургия»доступна на сайте: http://www.rucont.ru.

Подписка возможна как на отдельные выпуски журналов, так и на весь архив,включающий все выпуски, начиная с 2009 в формате *.pdf.

Доступна физическим и юридическим лицам.

68