Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Легированные белые чугуны со специальными свойствами
1.1. Область применения легированных белых чугунов функционального назначения ...
1.2. Влияние легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования белых чугунов .
1.2.1. Хромистые чугуны .
1.2.2. Марганцевые чугуны .
1.2.3. Ванадиевые чугуны .
1.2.4. Молибденовые чугуны ...
1.2.5. Вольфрамовые чугуны .
1.2.6. Комплексно-легированные чугуны. ...
1.3. Термическая обработка легированных белых чугунов
1.4. Специальные свойства белых легированных чугунов .
1.4.1. Износостойкие чугуны .
1.4.2. Коррозгюпностойкие чугуны .
1.4.3. Жаростойкие чугуны. ...
1.5. Комбинированное влияние углерода и легирующих элементов на механические и специальные свойства белых чугунов .
1.6. Резюме по литературному обзору и постановка задач исследований .
ГЛАВА 2. Методики исследований .
2.1. Подготовка образцов к исследованиям .
2.2. Методики исследований плотности, объемных изменений и кристаллизационных параметров . ...
2.2.1. Плотность и объемные характеристики
2.3. Стандартные методы исследования структур и свойств металлов
2.4. Методики исследования специальных свойств .
2.4.1. Измерение теплопроводности .
2.4.2. Исследования коррозионностойкостн .
2.4.3. Методика исследования жаростойкости с применением дериватографа ...
2.4.4. Исследование износостойкости .
2.5. Элементно-фазовый и рентгеноструктурный анализы.
2.6. Измерение электросопротивления в твердом состоянии
ГЛАВА 3. Исследование влияния легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства малоуглеродистого белого чугуна в литом состоянии 49
3.1. Исследование влияния легирующих элементов на строение жидкого чугуна методом гамма-проникающих излучений
3.2. Исследование влияния легирующих элементов на процессы кристаллизации белого чугуна
3.2. L Влияние хрома .
3.2.2. Влияние вольфраиа
3.2.3. Влияние молибдена
3.2.4. Влияние марганца
3.2.5. Влияние ванадия
рующих элементов
3.3. Сравнительная оценка влияния лет на кристаллизационные параметры малоуглеродистого белого чугуна
3.4. Влияние легирующих элементов на процесс структурообразования белого чугуна .
3.5. Физико-механические свойства легированных белых чугунов
3.5. L Физические свойства .
3.5.2. Механические свойства легированного белого чугуна
3.6. Влияние легирующих элементов на износостойкость белого чугуна в литом состоянии .
3.7. Влияние легирующих элементов на коррозионностойкость белого чугуна .
3.8. Влияние легирующих элементов на жаростойкость белого чугуна в литом состоянии
3.9. Выводы .
ГЛАВА 4. Исследование влияния термической обработки на структуро образование, твердость и износостойкость белых легированных чугунов .
4.1. Влияние температуры закалки на твердость легированных чугунов .
4.2. Влияние температуры отпуска и времени выдержки на твердость закаленных легированных чугунов .
4.3. Износостойкость легированных белых чугунов после термообработки .
4.4. Выводы .
ГЛАВА 5. Исследование комплексного влияния легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства хромистого белого чугуна в литом ii термообработанном состояниях .
5.1. Влияние легирующих элементов на процессы кристаллизации и структур о образования хромистого белого чугуна.
5.2 .Влияние легирующих элементов на физико-механические (твердость) свойства хромистого чугуна .
5.2.1. В литом состоянии .
5.2.2. В термообработатюм состоянии ...
5.3. Коррозионностойкость комплексно-легированных чугунов.
5.3.1. В литом состоянии .
5.3.2. В термообработатюм состоянии .
5.4. Износостойкость комплексно-легированного чугуна .
5.5. Жаростойкость комплексно-легированного чугуна
5.6. Структурообразование и результаты микрорентгеноспектрального анализа комплексно-легированных белых чугунов .
5.7. Карбидные фазы в комплексно-легированных белых чугунах
5.8. Выводы .
Глава 6. Оптимизация химического состава комплексно- легированнного хромистого белого чугуна функционального назначения 207
6.1. Износостойкие комплексно-легированные хромистые чугуны в литом состоянии . . 207
6.1.1. Матрица тонирования и проведение эксперимента . 207
6.1.2. Построение диаграмм рассеяния, расчет эффектов и проверка их статистической значимости 209
6.1.3. Снятие эффектов — корректировка результатов наблюдений и интерпретация результатов ..216
6.1.4. Оптимизация химического состава легированных чугунов для получения высокой износостойкости . 218
6.2. Износостойкие комплексно-легированные хромистые чугуны после термообработки . .219
6.3. Оптимизация химического состава коррозиопиостоикого комплексно-легированного хромистого чугуна в литом состоянии 222
Основные результаты и выводы 226
Список использованных источников . .227
Приложения 236
- Влияние легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования белых чугунов
- Методики исследований плотности, объемных изменений и кристаллизационных параметров
- Исследование влияния легирующих элементов на процессы кристаллизации белого чугуна
- Влияние температуры отпуска и времени выдержки на твердость закаленных легированных чугунов
Введение к работе
Увеличение срока службы современного оборудования, машин и механизмов тесно связано с повышающимися требованиями к качеству и эксплуатационным характеристикам чугунов, которые требуют постоянного совершенствования их состава и технологии производства. Борьба с изнашиванием, коррозией и окислением металлов и сплавов - один из важнейших резервов повышения долговечности изделий, уменьшения расходов материалов на запасные части, комплексного улучшения качества и надежности машин и механизмов. В этой связи важной является проблема повышения служебных свойств (износостойкости, жаростойкости и коррозионностойкости) чугунных отливок, которая актуальна для многих отраслей промышленности - машиностроительной, металлургической, горнодобывающей, химической и др.
Белый чугун все более широко применяют как материал для деталей машин и механизмов, подвергающихся интенсивному изнашиванию, окислению и коррозии, хотя традиционно относили его к хрупким и низкопрочным материалам, что существенно ограничивало области его использования. Достигнутые в последние годы успехи в области легирования и термической обработки белых чугунов значительно меняют наши представления об их свойствах и возможных сферах применения.
Разработка принципов композиционного упрочнения сплавов, а также сочетания нескольких видов упрочнения (например, композиционного и дисперсионного, композиционного и деформационного) значительно облегчили оптимизацию микроструктуры и химических составов белых чугунов в зависимости от условий их эксплуатации. Структуры чугунов с эвтектическими композициями на базе специальных карбидов обеспечивают сочетание необычно высоких механических и эксплуатационных свойств. Такие белые чугуны могут обладать повышенной пластичностью, вязкостью и удароустойчивостыо, но в то же время сохранять основные преимущества белых чугунов - высокую твердость и износостойкость, и проявление композиционного упрочнении при повышенных температурах и термоцоклировании.
Современные белые чугуны - сложнолегированные многокомпонентные сплавы, различные по структуре и специальным свойствам. Они представляют собой отдельную группу промышленных чугунов, прн затвердевании которых формируется карбидная и иная интерметаллидная фаза. Именно они, в большинстве случаев, определяют специфические свойства белых чугунов в литом состоянии.
Несмотря на обилие литературных данных по оптимизации составов комплексно-легированных белых чугунов функционального назначения с различным углеродным эквивалентом (Сэ = 2,3...4,0 %), достаточно и систематически не исследовано влияние легирующих элементов на строение жидкой фазы, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные (жаростойкость, износостойкость и коррозионностойкость) свойства низкоуглеродистого белого чугуна в литом и термообработанном состояниях.
Актуальность работы, которая выполнялась в рамках тематического плана по единому заказ-наряду Министерства образования РФ (с 2003 г.) «Исследование и разработка комплексно-легированного низкоуглеродистого белого чугуна функционального назначения», Гранта (№6/98 ГР, 01.01.98 - 2000 г.) «Исследование некоторых структурно-чувствительных параметров чугунов и установление корреляционной связи между их свойствами в жидком и твердом состояниях», определяется важной хозяйственной задачей повышения качества и свойств специальных белых чугунов.
Цель работы заключалась в исследовании влияния карбидообразующих легирующих элементов на строение расплава, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства и разработка на этой основе комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов функционального назначения в литом и термообработанном состояниях.
Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи: 1. Исследование влияния легирующих элементов (Cr, W, Мо, Мп, V) на строение жидкого чугуна методами гамма-проникающих излучений.
Исследование влияния легирующих элементов (Мо, W, О, V, Мп) на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические (плотность, электро-и теплопроводность, твердость HRC и микротвердость) и эксплуатационные (жаростойкость, коррозионностойкость, износостойкость) свойства низкоуглеродистого белого чугуна в литом состоянии.
Исследование влияния термической обработки на структурообразование, твердость и износостойкость легированных чугунов и разработка оптимальных температурных режимов термообработки для достижения максимальных твердости и износостойкости.
Исследование комплексного влияния легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого белого чугуна в литом и термообработанном состояниях.
Оптимизация химических составов комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов функционального назначения в литом и термообработанном состояниях.
Научная новизна работы состоит в следующем:
I. Впервые методами гамма-проникающих излучений установлено наличие критических температур перехода статистически разупорядоченной структуры ближнего порядка (to) к статистической упорядоченной структуре (ti) при охлаждении жидких не- и легированных низкоуглеродистых (2,0 - 2,1 мае. % С) белых чугунов (Жст—> Жпж):
- все легирующие элементы повышают температуры ?0 и t\\ W, Mo, Мп расширяют температурный интервал перехода Жст ~* Жщк (t0 - t{), а Сг и V сужают его; по степени повышения этих температур и расширения температурного интервала статистического упорядочения расплава легирующие элементы располагаются в следующий ряд при их содержании 5,0 мае. %: t0, С: Сг, V (1540) -* W (1150) -> Мо, Мп (1600); /,,С: Сг (1425) -» W (1450) -+ Мо (1460) -» Мп (1475) — V (1510); /оЧиС; V (30) — W(100) - Сг (115) -> Мп (125) -> Мо (140).
Эти данные позволяют определить оптимальные температурные режимы плавки чугунов и порядок ввода легирующих присадок в расплав для снижения температуры начала статистического разупорядочения расплава t0 [1]:
— все легирующие элементы расширяют температурную область существо
вания статистически упорядоченной структуры ближнего порядка Жщк в интер
вале температур t\ -/д (/л — ликвидус); при 5,0 мае. % легирующие элементы рас
полагаются в следующий ряд:
/, Чх, С: Сг (50) -* W, Мо (100) -» V (125) -> Мп (150);
— степень уплотнения расплава А/о при переходе статистически разупорядо-
ченного к упорядоченному состоянию в интервале температур /0 - t\ зависит от
удельного веса легирующих элементов;
ДУо'Ю2, имп/с: V (5,44) ~* Сг (6,0) — Мп (10,02) -> Мо (11,32) -* W (12,3).
— легирующие элементы уменьшают значения коэффициента термического
сжатия упорядоченного расплава (Жщк) <*і в интервале температур
t\-t\, при 5,0 мае. % легирующие элементы располагаются в следующий ряд: оц, имп/с-С: V (6,0) — Сг (4,0) -+ Мп (3,8) -> Мо, W (3,0).
Следовательно, чем плотнее легирующий элемент, тем в меньшей степени сжимается жидкий сплав под воздействием температуры охлаждения.
2. Получены новые результаты по влиянию хрома и вольфрама (0...15,0 мае. %), марганца и молибдена (0...5,0 мае. %) и ванадия (0...7,0 мае. %) на кристаллизационные параметры (/Л, /к, t" (г„)> ^» тл> *" 0"-я)> т^. Д^л-У" ^э, Д*/л,, v-2 и др.), физико-механические (плотность, электро- и теплопроводность, твердость HRC микротвердость структурных составляющих чугуна Н5о) и эксплуатационные (износостойкость, жаростойкость, коррозиошюстойкость) свойства низкоуглеродистого белого чугуна (мае. %: 2,0...2,15 С; 0,8...1,05 Si; 0,4...0,5 Мп; 0,08 S; 0,15 Р) влитом состоянии:
установлена концентрационная зависимость изменения кристаллизационных параметров легированных чугунов и дано научное обоснование установленным зависимостям;
в вольфрамовых (более 7,5 мае. %), молибденовых (более 1,5 мае. %) и ванадиевых (более 3,0 мас. %) чугунах на политермах интенсивности гамма-
проникающих излучений зафиксированы перегибы, характеризующие температу
рі ры начала кристаллизации карбидных фаз [(Fe,\V)6C, со - (Ре,Мо)гзСб, VC]; при
чем с повышением концентрации Мо и W температура начала кристаллизации
карбидных фаз ^ снижается, а в ванадиевых чугунах эта температура повышает
ся;
- выявлена концентрационная зависимость физико-механических и экс
плуатационных свойств легированных чугунов и дано научное обоснование уста-
новленным зависимостям.
3. Обоснован выбор оптимальных температурных режимов термообработки
легированных белых чугунов, заключающихся в закалке с последующим низко
температурным отпуском для достижения максимальной твердости и износостой
кости:
- оптимальными температурами закалки являются 850 С для марганцевых,
вольфрамовых и молибденовых чугунов, 850 - 900 С для ванадиевых и низко-
Ф хромистых (до 7,5 мае. %) и 1000 С для высокохромистых (7,5...15,0 мае. %);
оптимальная температура отпуска соответствует 300 С в течение 1 — 2 часов выдержки;
после двойной термической обработки можно получить твердость 62 HRC при 2,5 мае. % Мо (Ки = 1,6), 2,0 мс. % Мп (Кн = 1,75), 7,5 мае. % Cr (К„ = 1,75), 2,5 мае. % W (Кн = 1,75); между твердостью и износостойкостью существует прямая корреляция.
4. Установлено комплексное влияние легирующих элементов на процессы
* кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатацион
ные свойства хромистого (6,0 мае. %) белого чугуна в литом и термообработан-
ном состояниях и дано научное основание установленным зависимостям:
выявлена концентрационная зависимость изменения кристаллизационных параметров, структурообразования и физических свойств хромистого белого чугуна, легированного дополнительно W, Мо, V, Мп;
максимальная твердость и износостойкость хромистого чугуна в литом состоянии достигается при 3,0 мае. % Мо (56 HRC, Ки = 1,75), 5,0 мае. % Мп (55
HRC, Ки = 1,40), 10,0 мае. % W (56 HRC, Кц = 1,51); ванадий отрицательно влияет
на повышение твердости, при этом несущественно повышает износостойкость
при 7,0 мас. % 44 HRC, Кц = 1,30; исходный хромистый чугун имеет 46 HRC, Км =
^ 1,0; при оптимальных концентрациях легирующих элементов можно их располо-
жить в следующий ряд по эффективности повышения твердости и относительной износостойкости:
- HRC: V — Мп -> W -» Мо;
-K„:V->Mn—W-»Mo;
- после воздушной закалки с 900 С максимальная твердость и износостой-
кость хромистого чугуна наблюдается при 1,0 мае. % Мо (66,5 HRC, Кц = 1,5), 2.5
мас. % W (66 HRC, Ки = 1,5), 1,0 мас. % Mn (66,5 HRC, K„ = 2,8), 1,0 - 4,0 мас. %
V (соответственно, 64...66 HRC, Кн = 1,3..,2,7);
- после воздушной закалки с последующим отпуском при 300 С твердость
хромистого чугуна незначительно снижается, а относительная износостойкость
существенно повышается при 1,0 мае. % Мо (65 HRC, Ки = 3,0), 2,5 мае. % W (65
HRC, К„ = 2,2), 1,0 мае. % Мп (65 HRC, Кн = 3,5), 1,0 - 4,0 мае. % V (соответст-
л венно, 60...63 HRC, К» = 1,25... 1,5); по эффективности действия легирующих
элементов на относительную износостойкость при их оптимальных концентрациях они могут быть расположены в следующий ряд;
V -> W -* Мо ->Мп;
с увеличением содержания легирующих элементов показатели коррозии (Дт, Дт', KoG. н2) хромистого чугуна в литом состоянии уменьшаются (возрастает коррозионностойкость) до 3,0 мае. % Мо, 10,0 мае. % W, 2,5 мае. % Мп, 2,0 мае. % V; по эффективности повышения коррозиошюстойкости при оптимальных концентрациях легирующие элементы располагаются в следующий ряд: V —* W —>Мп —* Мо;
термическая обработка (воздушная закалка или особенно воздушная закалка с последующим отпуском) способствует уменьшению коррозиошюстойкости комплексно-легированных чугунов из-за измельчения структурных составляющих, приводящих к росту количества микрогальванических пар;
на жаростойкость (окалиностойкость) хромистого чугуна (6,0 мае. %) легирующие элементы оказывают отрицательное влияние, кроме марганца: марга-
# нец снижает скорость окисления хромистого чугуна; если скорость окисления
хромистого составляет 6-7 г/ы2 при 1000 С, то при оптимальных концентрациях марганца 1,5.,2,5 мае. % она составляет 4-5 г/м2.
5. Методами математического планирования экспериментов разработаны оптимальные составы комплексно-легированных чугунов функционального назначения в литом и термообработанном состояниях.
*
Основные положения, выносимые на защиту:
Экспериментальные результаты исследования влияния легирующих кар-бидообразуїощих элементов (V, Cr, Mn, W, Мо) на строение расплава и процессы кристаллизации, структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого белого чугуна,
Результаты обоснования выбора оптимальных режимов термообработки легированных белых чугунов.
Экспериментальные результаты комплексного влияния легирующих элементов на строение расплава, кристаллизационные параметры, физико-механические и эксплуатационные свойства хромнстого чугуна в литом и термообработанном (воздушная закалка) состояниях.
4. Результаты оптимизации составов комплексно-легированных чугунов
функционального назначения в литом и термообработанном состояниях.
Достоверность и обоснованность научных положений, выводов и рекомендаций обеспечивалась применением современных методов исследования структуры и свойств материалов, а также апробированием результатов работы в лабораториях научного центра прикладного материаловедения ХНЦ ДВО РАН.
Практическая значимость работы заключается в разработке оптимальных
химических составов комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугу
нов функционального назначения в литом и термообработанном состояниях.
Предложены составы износостойких комплексно-легированных белых чугунов
для производства отливок «Корпус насоса» (ЮГруЛВ), «Диск защитный» (Гру
Ь 800/40ГруЛ-8) взамен марки чугуна ИЧХ28Н2 и «Колесо рабочее» (Гру 800/40)
взамен стали 35Л для предприятия ОАО «Алданзолото». Также рекомендованы
составы комплексно-легированных чугунов для производства коррозионностои-ких и жаростойких отливок. Результаты исследований используются в учебном процессе при чтении лекций по дисциплине «Специальные чугуны» и при проведении лабораторных работ, а также докторантами и аспирантами кафедры «Литейное производство и технология металлов» ГОУ ВПО «ТОГУ».
Основные научные и практические результаты работы обсуждались на международной научной конференции «Синергетика. Самоорганизующиеся процессы в системах и технологиях» (Комсомольск-на-Амуре, 2000 г.), X Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов» (Екатеринбург-Челябинск, 2001 г.), Всероссийской научно-практической конференции, посвященной 70-летию кафедры «Физико-химия литейных сплавов и процессов» «Литейное производство сегодня и завтра» (Санкт-Петербург, 2001 г.), Международном симпозиуме «Принципы и процессы создания неорганических материалов» (Хабаровск, 2002 г.), Межрегиональной конференции, посвященной 70-летию ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат» (Магнитогорск, 2002 г.), Второй международной научно-практической конференции «Прогрессивные литейные технологии» (Москва, 2002 г.), Дальневосточном инновационном форуме с международным участием «Роль науки, новой техники и технологий в экономическом развитии регионов» (Хабаровск, 2003 г.), на VI съезде литейщиков России (Новосибирск, 2005).
Работа выполнялась в лабораториях Тихоокеанского государственного университета, ОАО «КнААПО» и института материаловедения ДВО РАН (г. Хабаровск).
Автор выражает признательность научному консультанту профессору, д. т. н. Ри Хосену, сотрудникам кафедры «Литейное производство и технология металлов» ТОГУ и работникам Института материаловедения ДВО РАН, оказавшим содействие при выполнении данной диссертационной работы.
Влияние легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования белых чугунов
Современное машиностроение требует применения материалов, обладающих не только повышенной прочностью, но и рядом специальных свойств (износостойкостью, коррозионностойкостыо, жаростойкостью и т.д.), обеспечивающих длительную, надежную работу деталей и оборудования в самых разнообразных условиях эксплуатации [1]. Такими материалами являются легированные чугуны, а точнее, белые чугуны, область применения которых охватывает практически все добывающие отрасли, энергетику, металлургию, машиностроение, строительство н т.д. [2,3,4].
Современные белые чугуны (БЧ) - сложнолегированные многокомпонентные сплавы, разнообразные по структуре и свойствам, но объединенные морфологической историей, когда карбидная фаза образуется еще при первичной кристаллизации и, в основном, остается той, что сформировалась к моменту окончания затвердевания отливки [5].
Широкое применение имеет хромомарганцевый чугун ИЧ210Х12Г5, ИЧ300Х12Г5 (ВУ-4) для футеровок барабана стержневых и шаровых мельниц [6]. Срок службы футеровок из этих чугунов в два раза дольше, чем нз стали 110ПЗЛ. Убедительно преимущество хромомарганцевых чугунов перед сталью и многими другими материалами, где абразивное изнашивание осложняется коррозионной активностью пульпы и значительными ударными нагрузками. Бандажи валков и бронеплиты стола среднеходных углеразмольных мелышц, изготовленные из чугуна ИЧ290Х13ГЗМ, изнашиваются в два раза медленнее, чем из чугуна ннхард [7].
В условиях абразивного изнашивания в нейтральной среде хромомолибде-новые чугуны обладают максимальной износостойкостью и обеспечивают более длительные сроки службы, чем чугун нихард и другие марки [8, 9, 10]. Бронедиски землесоса, изготовленные из СтЗ, перекачивают в 12 раз меньше грунта, чем из чугуна ИЧ290Х12М. Также из чугуна ИЧ290Х12М изготавливают мелющие тела, рабочие колеса грунтовых насосов [6]. Но эти чугуны имеют низкую коррозионную стойкость, поэтому в условиях абразивно-коррозионного воздействия износостойкость их резко уменьшается.
Износостойкость высокохромистых чугунов уступает износостойкости хромомолибденовых и хромомарганцевых с мартенситной структурой основы [6]. Тем не менее, хромоникелевый чугун ИЧХ28Н2 более технологичен, не так чувствителен к отклонениям в технологии производства и условиям изнашивания, как хромомолибденовые и хромомарганцевые. Область применения - производство отливок, подвергающихся абразивно-коррозионному изнашиванию.
Из чугуна изготавливают футеровки барабанов шаровых мельниц, насадки сушильных барабанов, рабочие колеса Песковых насосов. Хорошие результаты дает применение абразивно-коррозиошюстойкого чугуна ИЧ19ОХ30ГЗ для деталей проточной части насосов, работающих в системах гидрозолоудаления тепловых электростанций и в углеобогащении [6]. Из чугуна ИЧ190Х30ГЗ изготавливают рабочие колеса шламовых насосов, плунжеры на буровых Ешсосах.
Применение чугунов с карбидами VC оправдано в тех случаях, когда благодаря боле высокой вязкости таких чугунов детали выдерживают нагрузки, не допустимые для хромистых чугунов с карбидами М7Сз [6], так как износостойкость ванадиевых и хромованадиевых чугунов в условиях абразивного износа кварцевым песком не превышает износостойкости хромистых чугунов с мартенситной структурой.
Из ванадиевых чугунов изготавливают била для дробления угля, пескоструйные сопла и другие детали, работающие в условиях износа, сопровождаемого ударами [11].
В настоящее время все больше применяют комбинированные отливки «сталь — износостойкий чугун». В них функцию борьбы с износом выполняют вставки из износостойкого белого чугуна. Комбинированные отливки отлично зарекомендовали себя как защитный элемент на днищах кузовов большегрузных карьерных самосвалов, бортах пластинчатых питателей на загрузке руды в мельницы, бункерах и узлах перегрузки, на обжиговых машинах в цехах по изготовлению железорудных окатышей, на ковшах экскаваторов и погрузчиков, загрузочных горловинах мельниц самоизмельчения, обеспечивал повышение срока службы в 3 - 6 раз по сравнению с защитой этих узлов рельсами, строительной арматурой, сталью 110ПЗЛ [5].
Элементы молибден, хром, ванадий уплотняют жидкий чугун и сужают область существования у-раствора, сосредотачиваются между аустенитом (ферритом) и цементитом в том или ином соотношении, концентрируясь преимущественно в цементите и образуя изоморфные смеси (FeX)3C [12]. При больших содержаниях, превышающих предел растворимости в цементите, в чугуне возникают специальные карбиды. Эти элементы повышают растворимость углерода (уменьшают его активность) в жидком чугуне, понижают содержание углерода в эвтектике, твердых растворах и перлите. А также повышают температуру начала кристаллизации аустенита [13].
В работе [1] приведены результаты исследования влияния легирующих элементов, в частности, Сг на процессы кристаллизации и структурообразования белого чугуна следующего состава в мае. %: 2,9 - 3,1 С; 1,1 - 1,2 Si; 0,4 - 0,5 Мп; 0,05 S; 0,1 - 0,12 Р. Анализ кристаллизационных параметров хромистых чугунов показал, что увеличение содержания хрома в чугунах (3,0 - 22,0 мас. %) приводит к росту значений температур начала кристаллизации аустенита, эвтектики, перитектики и эвтектоида. То же подтверждается в работе [12], что температура начала эвтектического превращения повышается с увеличением содержания хрома. Продолжительность кристаллизации избыточного аустенита и эвтектического превращения уменьшается, а перитектического и эвтектоидного увеличивается [14, 15]. При увеличении содержания хрома в чугунах наблюдается уплотнение расплава до 15,0 мае. % Сг, При больших содержаниях хрома в чугуне увеличивается доля перитектической жидкости, из которой кристаллизуется тригональный карбид Кг (Fe,Cr)7C3, обладающий более низкой плотностью, чем карбид цемен-тнтного типа.
Структура исходного чугуна состоит из перлита, небольшого количества ледебуритной эвтектики и графитных включений пластинчатой формы [14]. При легировании чугуна 2,5 мае. % Сг графитная эвтектика сменяется ледебуритной. Карбидная фаза цементитного типа кристаллизуется в виде ледебуритного каркаса. При 7,5 мае. % Сг эвтектика измельчается, матрица становится сорбитной. Вторичный цементит выделяется в виде прожилок внутри металлической основы.
Морфологические особенности структуры белых хромистых чугунов с содержанием 8,5 - 9,0 мае. % Сг (по данным [1, 11, 16, 27, 28]) аналогичны. Ведущей фазой при эвтектической кристаллизации является легированный цементит (FetCt)yC. Он же образует матрицу эвтектической колонии. При 8,5 мае. % Сг наряду с ледебуритом появляются участки хромисто-карбидной эвтектики А + (Fe,Cr)7C3, степень дисперсности которой возрастает по мере повышения концентрации хрома.
Методики исследований плотности, объемных изменений и кристаллизационных параметров
Коррозионную стойкость белых износостойких чугунов в стационарных условиях и влияние на нее содержания отдельных элементов исследовали при полном погружении образцов в раствор в течение 168 ч [б]. Раствор по составу приближался к технологическими средам обогатительных предприятий: водный раствор серной кислоты (рН 4,0), техническая вода Башкирского медносерного комбината, морская вода. Износостойкие белые чугуны с карбидами МзС и чугуны с 12,0 - 14,0 мае. % Сг имеют низкую коррозионную стойкость в этих условиях. Она оценивается 5-6 баллом по ГОСТ 5212-74. Чугун ИЧ300Х28Н2 имеет в этой технической и морской воде коррозионную стойкость, соответствующую 4 баллу. Исследования показали, что пассивное состояние в этих условиях наступает при содержании хрома свыше 30 мае. %. Отожженные образцы имеют более низкую коррозионную стойкость, чем закаленные. Это связано с большей легирован-ностью хромом мартенсита по сравнению с перлитом.
Износостойкие белые чугуны [6] с 3,0 мае. % С и 12,0 мае. % Сг независимо от содержания марганца (1,05 - 9,0 мае. %) имеют 5-й балл по коррозионной стойкости; чугуны с 30,0 мае. % Сг при содержании марганца 0,36 - 12,6 мае. % имеют 2 - 4-й балл коррозионной стойкости в технической воде, водном растворе серной кислоты (рН 4,0) и 4 - 5-й балл в морской воде. Образцы в литом состоянии имеют несколько более высокую коррозионную стойкость, чем закаленные. Таким образом, марганец не ухудшает коррозионной стойкости белого хромистого чугуна.
Сравнение результатов показывает [6], что главным фактором, влияющим на коррозионную стойкость белых чугунов в исследуемых условиях, является содержание хрома. Независимо от дополнительного легирования молибденом (до 1,5 мае. %) и марганцем (до 9,0 мае. %) закаленные образцы в плавках с равным содержанием хрома и углерода имеют равную коррозионную стойкость в описанных условиях. Отожженные образцы имеют более низкую коррозионную стойкость.
При содержании хрома в чугуне 20 мае. % и более в структуре появляется эвтектика на основе карбида Ме2зСб, который по твердости уступает карбиду М7С3. Высокое легирование чугуна способствует также замене аустенита в эвтектических колониях ферритом [16]. В результате абразивная износостойкость высокохромистых чугунов при появлении эвтектики с карбидами Ме2зСб снижается. Однако появление в структуре эвтектики и матрицы из высокохромистого феррита значительно повышается сопротивление чугуна коррозии и увеличивается его абразивно-коррозионная стойкость.
Устойчивость к воздействию коррозионных сред сплавы железа приобретают в том случае, когда концентрация растворенного хрома в металлической основе превышает 12,0 мае. % [48]. Поскольку в чугунах часть хрома связана в карбиды, то для придания сопротивляемости воздействиям коррозионных сред его вводят в заведомо больших количествах.
При исследовании коррозиенностойкости легированных белых чугунов проводился анализ параметров кристаллизующихся фаз [49]. Исходным материалом служил чугун состава, мае, %: 2,9 - 3,1 С; 1,1 — 1,2 Si. В качестве легирующих водили W, Сг, Мп. С увеличением содержания хрома в интервале 0 — 22 мае. % скорость коррозии чугуна в 38 %-ном растворе HCI изменяется в обратной зависимости от размера карбидных частиц. Между карбидами и металлической основой образуются гальванические пары [1]. Стойкость к коррозии в значительном числе агрессивных сред определяется в основном содержанием хрома в твердом растворе мартенсита (аустенита) стали и возрастает с увеличением его концентрации [51]. Заметно уступая сталям по коррозионной стойкости, хромистые чу-гуны оказываются более надежными в тех случаях, когда эксплуатация изделий происходит в хлоридных средах [49].
При легировании чугуна вольфрамом показатели коррозии существенно снижаются [49]. При этом наблюдается прямая корреляция между размерами карбидов и показателями коррозии. В вольфрамовых чугунах размеры карбидных частиц уменьшаются при увеличении количества W в чугуне.
В марганцевых чугунах [49] при увеличении марганца до 20 мае. % скорость коррозии чугуна существенно снижается, а размер карбидных частиц уменьшается. Между скоростью коррозии и размерами карбидных частиц существует, пряма корреляция, как и у вольфрамовых чугунов.
Жаростойкость чугунов исследовали на дерпватографе Q-1000 при атмосферном давлении на воздухе [49]. На жаростойкость белых чугунов существенно влияют Сг, W, Мп. С увеличением содержания хрома скорость окисления уменьшается. Резкое ее снижение при 8,5 мае. % Сг можно объяснить тем, что уже при этой концентрации хрома интенсивно образуется оксидная пленка и более жаростойкий карбид тригонального типа. Чем больше содержания хрома в чугуне, тем при более высоких температурах образуются пленки оксидов. В чугуне с 15,0 -19,0 мае. % Сг наружный слой окалины непрерывный, тогда как внутренний -пористый.
Стойкость чугунов к резким колебаниям температур исследовали путем нагрева образцов до 550 — 600 С [47] и быстрого охлаждения в воде до комнатной температуры. Влияние содержания углерода на термостойкость оценивали при содержании хрома на уровне 18,0 - 20,0 мае. %. Уменьшение содержания хрома оказывает отрицательное влияние на стойкость доэвтектических чугунов при термоциклических нагрузках. Высокохромистые чугуны с мартенситной структурой металлической основы имеют минимальную термостойкость. Чугуны с аустенит-ной металлической матрицей по термостойкости несколько превосходят мартен-ситные чугуны, но все же заметно уступают ферритным. Также необходимо снижать содержание углерода. А содержание хрома поддерживать на верхнем уровне,
В отличие от хромистых чугунов, в вольфрамовых чугунах с 20,0 мае. % W скорость окисления сравнительно высокая. Только при 25,0 мае. % W она снижается. Образуется рыхлая оксидная пленка [49]. В марганцевых чугунах с 5,0 - 25,0 мае. % Мп повышение марганца несколько снижает скорость окисления [49].
Исследование влияния легирующих элементов на процессы кристаллизации белого чугуна
В момент начала кристаллизации fA интенсивность резко уменьшается до температуры t2 с последующим более медленным темпом ее снижения до температуры начала эвтектически-перитектического превращения tD_u (рис, 3.2). Эвтектическая кристаллизация сопровождается скачкообразным уменьшением интенсивности на ее политерме и выделением тепла на кривой охлаждения и интенсивности гамма-излучений вследствие кристаллизации ледебуритной эвтектики (Ж— A+Fe3C) (рис. 3.2...3,3). После полного завершения эвтектической кристал лизации tD_n значения J линейно уменьшается до температуры начала эвтектоид ного превращения іл , .13 момент начала кристаллизации эвтсктоида на политерме наблюдается скачкообразное изменение J (уменьшение при А — Ф + Ці і и увеличение при А —» Ф + Г) или перегиб с последующим более низким темпом ее падения до комнатной температуры.
В исходном чугуне в момент кристаллизации избыточного аустенита интенсивность скачкообразно уменьшается с выделением скрытой теплоты кристаллизации, что хорошо видно и на термограммах кристаллизации (рис. 3.3). Такая картина кристаллизации избыточного аустенита наблюдается в низкохромистых чугунах (до 6,0 мае. % Сг). При более высоких содержаниях хрома кристаллизация избыточного аустенита происходит с резким уменьшением интенсивности и температуры.
С увеличением содержания хрома до 15,0 мае. % температура начала кристаллизации аустсиита tA постоянно возрастает (рис. 3.4, а). По такой же закономерности увеличивается температура t2 по мере повышения концентрации хрома. При этом сначала расширяется до 7,5 мае. % Сг, а затем сужается температурный интервал интенсивной кристаллизации аустсиита /л - t2- При дальнейшем охлаждении расплава скорость кристаллизации аустсиита снижается, что отражается на политермах интенсивности и термограммах кристаллизации (рис. 3.2 и 3.3).
При эвтектически-перитектическом превращении для ннзкохромистых чу-гунов характерно скачкообразное уменьшение интенсивности с экзотермическим эффектом или наличие температурного плато на термограммах кристаллизации. Повышение содержания хрома способствует возрастанию температуры начала кристаллизации ледебуритнои (карбидной) эвтектики (рис. 3.2 и 3.4, а).
При относительно малых содержания хрома образуется карбид железа Fe C, в котором может быть растворено до 18 — 20 мае. % Сг. В высокохромистых чугунах образуется карбиды хрома Кг еСг Сз и Ki(FeCr)23C6. Трнгональный карбид Кг растворяет до 30-50 мае. % Fe, а кубический Ki -до 35 мае. % Fe [11].
Плотность хромистых расплавов в значительной степени зависит от того, какая из карбидных фаз при кристаллизации выделяется из жидкой фазы первой. Раньше считалось, что высокоуглеродистая фаза при кристаллизации белых хромистых чу гунов представлена карбидом Кг, а карбид К і образуется лишь при последующих превращениях в твердом состоянии [83, 84]. Более поздними работами [85, 86] установлено, что кристаллизация Fe-C-Cr-сплавов может протекать с выделением из жидкости каждой из трех упомянутых карбидных фаз.
При анализе концентрационной зависимости интенсивности гамма-излучения хромистых расплавов следует учесть, что при эвтектически-перитектической реакции происходит выделение менее плотной по сравнению с легированным хромом цементитом (7,69 г/см для Fe3C) трпгональной карбидной фазы (6,92 г/см для Сг7С3). Согласно [77], частичная инверсия микроструктуры белого чугуна может быть достигнута его легированием достаточным количеством хрома, обеспечивающим замену цементита комплексным карбидом (Fe,Cr)7C3. Полная замена происходит при 8-9 мае. % при содержании углерода 3,0 - 3,1 мае, %. Это содержание тем выше, чем больше в чугуне углерода %Сг 4,0(%С)-3,0[77]. (3.1) Следовательно, при содержании хрома более 6,0 мас. % в структуре должна происходить инверсия карбидной фазы с образованием тригонального карбида К2, о чем свидетельствует микроструктурный анализ чугуна (рис. 3.17-3.18). В интервале температур fA- t0_n происходит уплотнение гетерогенного расплава (А + Ж): шл-э л J э-т W / где J А - значение интенсивности гамма-излучений при Л (температура начала кристаллизации аустснита); Jэ_и - значение интенсивности гамма-излучений при t3_n (температура начала эвтектически-перитектического превращения); &Jл-э степень уплотнения гетерогенного расплава от гЛ до t"_u. В интервале температур эвтектически-перитектического превращения /" ft происходит скачкообразное уменьшение J (AJ3_n). Относительная степень уплотнения расплава при эвтектически-перитектическом превращении может быть охарактеризована как относительное изменение интенсивности ДЛ „ или плотности AcL В качестве оценки степени уплотнения эвтектически-перитектического расплава использована Д/э.„. Аналогичный смысл имеют значения МЛіи Д-/Л- степени уплотнения чугуна при эвтектоидном превращении. Значения AJj характеризуют уплотнение чугуна от температуры конца эвтектически-перитектического превращения /„ до температуры начала перлитного превращения t". Из рис. 3.4 можно сделать следующие выводы: I. С повышением концентрации хрома более 2,5 мае. % наблюдается резкое увеличение температур начала (to) и конца (/) статистического упорядочения структуры расплава при охлаждении (рис. 3.4, а). 2. С увеличением содержания хрома также происходит повышение температуры начала кристаллизации избыточного аустенита Л- Так, например, при 15,0 мае. % л повышается на 50 С по сравнению с исходным чугуном. 3. По мере увеличения содержания хрома температура начала эвтектически-перитектического превращения t"_n повышается существенно (при 7,5 мас.% Сг на 75 С; при 15,0 мас.% Сг примерно на 100 С). До 7,5 мас.% Сг не наблюдалась разница в значениях г"_п и t n. При больших содержаниях хрома, когда формируется тригональный карбид К2, эвтектически-перитектическая реакция протекает в интервале температур t"_n -/ _л. 4. Увеличение содержания хрома способствует росту температур начала t" и конца t% эвтектоидно-перитектоидного превращения в чугуне (рис. 3.4, б). 5. Степень уплотнения расплава ДУЛ.Э от Гд ДО t".n зависит от содержания хрома в чугуне: максимальное уплотнение наблюдается при содержании хрома, равном 6,0 мас.%. Дальнейшее повышение концентрации хрома до 15,0 мас.% способствует ее снижению (рис. 3.4, в) в связи с тем, что кристаллизуется меньшее количество избыточного аустенита и расплавы перед началом эвтектической кристаллизации обогащаются атомами углерода и хрома. 6. В процессе протекания эвтектически-перитектической реакции значення Д/Э_л существенно возрастает (рис. 3.4, в), что означает увеличение количества аустенитно-карбидной эвтектики. Это обстоятельство обусловлено смещением эвтектической точки в сторону меньшего содержания углерода под воздействием хрома.
Влияние температуры отпуска и времени выдержки на твердость закаленных легированных чугунов
Диаграмма Fe-C-Mn в условиях нестабильного равновесия, уточненная с помощью термодинамического анализа, представлена на рнс. 3.13 [85]. Марганец понижает температуру эвтектоидного превращения. Увеличивает его интервал и уменьшает содержание углерода в эвтектонде и в эвтектике (1,0 мае. % Мп - на 0,064),07 мае. % С), но повышает температуру эвтектического превращения (1,0 мае. % Мп — на 3 %). Это приводит к уменьшению в соотношении фаз и морфологии эвтектики.
Таким образом, точка перлитного превращения S смещается при повышении содержания марганца в сторону более низких концентраций углерода. Точка С ледебуритного превращения сдвигается к несколько пониженным содержаниям углерода.
Следует отметить, что при более высоком содержании марганца расширение гамма-области несколько меньше, чем при более низком. Это объясняется обеднением аустенита марганцем при интенсивном образовании карбидов [76].
Превращение аустенита в перлитном интервале в марганцевых сталях протекает медленнее, чем в обычных углеродистых. Это частично объясняется тем, что марганец способствует смещению у— а превращения к более низким температурам, благодаря чему уменьшаются диффузионные процессы, определяющие кинетику превращения.
Так как увеличение содержания марганца в Fe-C-сплавах влияет на превращение так же, как и повышение скорости охлаждения, то с увеличением количества марганца в стали возрастает степень дисперсности перлита и уменьшается количество выделяющегося доэвтсктнческого феррита или, соответственно, заэв-тектондного карбида.
Из политерм интенсивности у-проникающих излучений марганцевых спла следует, что увеличение содержания марганца не оказывает существенного влияния на характер их изменений в зависимости от температуры; все кристаллизационные параметры четко фиксируются.
Температура начала кристаллизации аустенита Л снижается по мере возрастания содержания марганца вследствие уменьшения концентрации углерода в эвтектике, то есть под воздействием возрастающего количества марганца сплавы становятся более эвтектичными.
Температура окончания интенсивной кристаллизации избыточного аустенита h снижается по мере повышения концентрации марганца. При этом расширяется температурный интервал ґЛ - f2. Наличие перегиба /2 на политермах интенсивности и термограммах кристаллизации обусловлено, как отмечалась выше, более медленной кристаллизацией избыточного аустенита и образованием ликватов из атомов углерода и марганца в жидкой фазе перед началом эвтектической кристаллизации.
Коэффициент термического сжатия расплава а 2 в интервале температур /л — /2 сначала возрастает до 2,5 - 3,0 мае. % Мп (рис. 3.10, в). По аналогичной зависимости изменяется коэффициент термического сжатия х"2 в интервале температур h- t" с максимумом его значения при тех же концентрациях марганца (рис. 3.10, в).
Температуры начала t" и конца г ледебуритного превращения постоянно снижаются по мере повышения концентрации марганца до 5,0 мае. %. При этом температурный интервал кристаллизации эвтектики практически не изменяется (рис. 3.7, а). Как правило, конец ледебуритного превращения протекает с выделением теплоты кристаллизации. Темп уплотнения расплава Д/э при эвтектическом превращении увеличивается (рис. 3.7, г). Степень уплотнения гетерогенного расплава (Ж + А) Д д-э изменяется по экстремальной зависимости в интервале температур tA- t3 : максимуму ее значения соответствуют концентрации марганца 2,5 - 3,0 мае. % (рис. 3.7, в). Продолжительность кристаллизации избыточного аустенита тл также изменяется по экстремальной зависимости: максимум ее значения наблюдается при 2,5 - 3,0 мае. % Мп (рис. 3.7, д). Продолжительность эвтектического превращения увеличивается и протекает данная реакция в течение 0,3 - 0,5 минут (рис. 3.7, д). Продолжительность эв тектоидного превращения тАі также изменяется по экстремальной зависимости как и А7 . По аналогичной зависимости изменяются значения AJ3_A и продолжительность процесса охлаждения сплава от температур конца эвтектического превращения до начала перлитного превращения Ъэ-Ах . Таким образом, влияние марганца на кристаллизационные параметры в системе Fe-C-Mn и промышленных чугунах не однозначно: - в многокомпонентных промышленных чугунах с низким углеродом марганец снижает температуры ликвидуса и начала эвтектического превращения; - при этом не наблюдается расширения температурного интервала эвтектической кристаллизации; - температура начала эвтектоидного превращения t" изменяется по экстремальной зависимости от концентрации марганца с минимумом ее значения при 3,0 мае. % Мп; по обратной зависимости изменяются &JA и тА .
