Содержание к диссертации
Введение
1. Анализ процессов структурообразования в графитизированных чугунах 14
1.1. Формирование структуры графитизированных чугунов... 14
1.1.1. Теории строения Fe-C расплавов 14
1.1.2. Образование графитовой фазы при затвердевании чугуна 21
1.1.3. Возникновение первичных фаз и эвтектик . 30
1.2. Структурообразование чугунов в твердом состоянии 36
1.3. Факторы, оказывающие влияние на структурообразование чугунов... 42
1.3.1. Технологические методы управления процессами структуро-образования в жидком состоянии 43
1.3.2. Методы, обеспечивающие получение требуемых структур металлических матриц в твердом состоянии . 46
1.4. Способы оценки структуры графитизированных чугунов . 50
1.5. Самоорганизация в процессах структурирования сплавов 56
1.6. Цели и задачи исследования 60
2. Рациональное структурирование чугунов . 62
2.1. Схематичная модель получения чугунов с заданными свойствами.. 64
2.2. Методика оптимизации структуры изделий из графитизированных чугунов . 77
2.3. Характеристика процессов структурообразования в чугунах 84
2.4. Микроструктура графитизированных чугунов 89
2.5. Компьютерный метод оценки взаимосвязи структуры и свойств графитизированных чугунов . 92
Выводы по главе 2 104
3. Исследование первичного структурообразования чугунов 106
3.1. Анализ пространственного распределения графитовой фазы в чугунах с шаровидным графитом . 106
3.2. Методика фрактального анализа 112
3.3. Механизм структурообразования чугуна с шаровидным графитом.. 116
3.4. Обобщенная модель структурообразования эвтектических сплавов 120
3.5. Опытные данные, подтверждающие правильность предложенных модельных представлений.. 129
Выводы по главе 3 . 140
4. Графитовая фаза в чугунах 142
4.1. Определение морфологических параметров графитовой фазы в чугунах 142
4.2. Оценка влияния графитовой фазы на процессы разрушения чугунов 150
4.2.1. Моделирование механизма разрушения графитизированных чугунов 151
4.2.2. Фрактографический анализ изломов графитизированных чугунов 156
4.3. Совершенствование процесса модифицирования 163
4.3.1. Исследование влияния инокулирующего модифицирования на структурообразование чугуна 163
4.3.2. Изучение особенностей распределения компонентов модификатора при ковшевой обработке расплава . 166
4.3.3. Концепция «синергетического» модифицирования графитизированных чугунов 174
4.4. Оптимизация параметров графитовой фазы в чугунах 186
Выводы по главе 4 193
5. Методы управления процессами структурообразования металлической матрицы 195
5.1. Методы упрощенной термической обработки для получения бейнитных структур в высокопрочных чугунах 195
5.2. Применение изотермической закалки для получения заданных структур из литого состояния 201
5.2.1. Графитизированные чугуны 202
5.2.2. Половинчатые чугуны 218
5.3. Особенности формирования структуры половинчатых чугунов 225
5.4. Получение композиционных структур в графитизированных чугунах после термической обработки и из литого состояния 233
Выводы по главе 5 247
6. Примеры использования разработанных технологий на отечественных предприятиях . 250
6.1. Внедрение технологии «синергетического» модифицирования при производстве поршневых колец из легированного серого чугуна марки А-ХМ.. 250
6.2. Оптимизация технологии получения маслотных заготовок поршневых колец из высокопрочного чугуна марки А-ВПЧ-ХНММ 260
6.3. Технология термической обработки колец из серого и высокопрочного чугунов 266
6.4. Технико-экономическое обоснование внедренных технологий 276
Выводы по главе 6 . 278
Основные результаты и выводы 280
Заключение 283
Список литературы . 286
- Теории строения Fe-C расплавов
- Микроструктура графитизированных чугунов
- Обобщенная модель структурообразования эвтектических сплавов
- Моделирование механизма разрушения графитизированных чугунов
Теории строения Fe-C расплавов
Пожалуй, ни один вопрос в отечественной металлографии чугуна не вызывал столь ожесточенных споров и разногласий, как вопрос о строении Fe-C расплавов. Фактически, начальные условия, определяющие состояние расплава, оказывают непосредственное влияние на процессы, сопровождающие формирование первичной структуры чугуна. Четкое представление о строении жидких металлов и сплавов до сих пор не сформулировано, и в настоящий момент этот вопрос остается открытым, на что указывают многочисленные публикации и большое многообразие теорий строения жидкостей [1]. Обстоятельность этой теме придает тот факт, что еще в 1960 г. специальная комиссия при Институте металлургии им. А.А. Байкова организовала дискуссию, посвященную данной теме [2], а при Уральском государственном технической университете был организован Институт физики металлических жидкостей.
В основе современного представления о строении металлических расплавов лежат работы Я.И. Френкеля, В.И. Данилова, В.И. Явойского, Б.А. Баума, А.А. Вертмана, А.М. Самарина, А.А. Жукова и многих других ученых. Я.И. Френкель в своей работе [3], отдавая приоритет Стюарту, который в 1928 г. впервые проводил рентгенографические исследования жидкостей после расплавления, пришел к выводу о том, что жидкости имеют локальный (ближний) порядок, присущий кристаллическим телам. Эти исследования послужили толчком к развитию В.И. Даниловым теории строения расплавов. В.И. Данилов представлял расплавы как квазикристаллическую структуру, образующую микрогетерогенную систему с субмикроскопическими областями, обладающими ближним порядком, свойственным кристаллическим телам [4].
Основной причиной разногласий при изучении строения Fe-C расплавов послужили результаты экспериментальных работ, проведенных при использовании методов центрифугирования. В соответствии с этими исследованиями было выявлено, что при температурах, выше линии ликвидуса, в жидком чугуне присутствуют участки, обладающие структурой графита [5]. Результаты этой работы были положены в основу коллоидной теории строения жидкого чугуна. Согласно данной теории в расплаве на протяжении длительного времени существуют диспергированные субмикроскопические блоки графита. При этом дисперсная графитовая фаза образуется при концентрациях углерода свыше 1,5 – 2 %.
Данная теория была подвергнута резкой критике со стороны А.А. Жукова [6], Р.Л. Снежного [7] и Н.Г. Гиршовича [8]. Во-первых, по их мнению, образо 16 вание коллоидного раствора выше линии ликвидуса противоречит правилу фаз, согласно которому при данных условиях должен существовать однофазный раствор. Во-вторых, в случае образования дисперсной фазы графита при содержании углерода в расплаве железа свыше 1,5 % термодинамическая активность углерода должна стабилизироваться. В действительности наблюдается рост активности углерода до предела растворимости [С]нас, который при температурах 1600 оС соответствует 5,4 % С. В-третьих, при исследовании структуры Fe-C сплавов после закалки из жидкого состояния с высокими скоростями не были обнаружены включения дисперсной графитовой фазы [9, 10].
Однако в ряде работ [11-13] при использовании рентгеноструктурного анализа удалось выявить нечеткие линии, относящиеся к графитовой фазе. Результаты этих работ могут быть объяснены выделением графитовой спели на поверхности расплава.
В остальных случаях Р.Л. Снежной выдвигает версию о возможности образования углеродистых кластеров, характеризующихся непостоянством границы раздела и кратким периодом существования – «временем жизни». На основании этих представлений им совместно с А.А. Жуковым была разработана концепция образования ареновых комплексов [14, 15]. Типичный ареновый комплекс С12Fe представляет собой по терминологии авторов «сэндвичеподобную» структуру, в которой ион железа расположен между двумя кольцами Кекуле, состоящими из шести атомов углерода. Кольца Кекуле обладают высокой стабильностью и являются базовым элементом структуры аллотропических модификаций углерода (графена, графита, фуллерена). В последующем концепция ареновых комплексов была развита в работах С.В. Давыдова [16, 17]. Данная теория в настоящее время переросла в фуллереновую модель строения железоуглеродистых сплавов, в соответствии с которой углерод в жидком чугуне находится в виде сферических молекул – фуллеренов [18, 19].
Для примирения двух конфронтационных лагерей Б.А. Баумом была выдвинута теория, в основе которой лежит классификация металлических расплавов с позиции оценки стабильности фазового перехода кристалл-жидкость [20]. Каждый ме 17 таллический расплав, перед тем как перейти в жидкое состояние, был сплавом, обладающим кристаллической структурой. Поэтому все расплавы как термодинамические системы могут быть условно разделены на две группы: неравновесные, которые сохраняют в себе частицы исходного кристаллического строения, и равновесные, строение которых не зависит от предыдущего состояния. Данная классификация была дополнена понятиями «метастабильности», которая возникает в расплавах при значительных степенях переохлаждения [21], и «генетической связью» обоих групп расплавов с первичным кристаллическим строением [22]. При этом неравновесные металлические расплавы «наследуют» свойства кристаллических тел на уровне частиц, а равновесные - за счет химического состава, который определяет межатомное взаимодействие и формирует ближний порядок в жидкости.
Б.А. Баум в своих работах, расширяя понятие квазикристаллизма, введенного В.И. Даниловым, предложил квазихимическую модель микронеоднородного строения расплавов. Предложенная им модель базируется на следующих постулатах: расплав состоит из кластеров, строение которых характеризуется ближним порядком; кластеры не имеют четких границ (в расплаве одновременно могут существовать кластеры, обладающие различными типами упорядочивания); кластеры обладают разной устойчивостью во времени, причина – различие в межатомном взаимодействии кластеров различного строения. Наибольшей стабильностью отличаются кластеры с сильно взаимодействующими компонентами (например, Fe-O). В основе «генетической связи» твердого и жидкого конденсированных состояний находятся особенности силовых полей атомов, составляющих расплав.
Модель сиботоксического строения, предложенная Стюартом и Морроу, трансформировалась через квазикристаллическую модель В.И. Данилова и ква-зиполикристаллическую модель В.И. Архарова и И.А. Новохатского в объединенную кластерную модель [23], одной из разновидностей которой является предложенная Б.А. Баумом квазихимическая модель.
Теория передачи «генетических», «наследственных» свойств, присущих кристаллическим материалам, через жидкое состояние получила широкое распространение в работах И.В. Гаврилина и В.И. Никитина [24-26]. Используя методы седиментации, И.В. Гаврилин обнаружил явление расслоения расплава [27]. На основании анализа результатов своих экспериментальных работ он пришел к выводу о существовании в расплаве атомных группировок, представленных графитовыми или карбидными частицами. В дальнейшем, руководствуясь вакансионно-кластерной моделью, он развил теорию, в соответствии с которой в результате постоянных взаимодействий одинаковых кластеров в расплаве протекает процесс образования временных конгломератов, состоящих из 10 – 100 и более кластеров [28]. Образование таких агрегатированых структур приводит к усилению явления микронеоднородности расплава.
А.А. Жуков для объяснения экспериментальных данных, полученных в результате использования методов седиментации, предложил концепцию направленного массопереноса и структурирования расплава [15, 29]. В соответствии с его представлениями, «графитовая фаза может присутствовать в расплаве в равновесном состоянии лишь в очень малом количестве в зонах мерцания особых флуктуаций (типа Краско-Любова)». Образованию таких флуктуаций предшествует предрасслоение расплава на микрообъемы с высоким содержанием [С] и низким [Si], и, наоборот, с низким [С] и повышенной концентрацией [Si]. Пред-расслоение способствует структуризации расплава, при этом с термодинамической точки зрения такой жидкий чугун остается однофазным.
Помимо прямых исследований строения жидких сплавов, применялись различные физико-химические методы, основанные на измерениях распределений плотности, вязкости, электропроводности и магнитной восприимчивости расплавов [30, 31]. Результаты исследований позволили прийти к аналогичным выводам о микрогетерогенности, присущей расплавам чугуна. Неравновесное состояние системы авторы исследований объясняют дорастворением графитовых включений, присутствующих в исходных шихтовых материалах.
Микроструктура графитизированных чугунов
В работах А.А. Жукова исследуется влияние ликвации кремния на особенности формирования конечной структуры [161-164]. В связи с тем, что кремний является сильнейшим графитизатором, в аустенитных областях, где наблюдается повышенная концентрация этого элемента, фазовые превращения приводят к формированию феррита [117, 165, 166]. При повышенной концентрации кремния, которая присуща высокопрочным чугунам, он концентрируется преимущественно у графитовых сфероидов, тем самым способствуя образованию ферритных оболочек вокруг включений графита.
Повышенная концентрация сильноликвирующего фосфора свойственна графитизированным чугунам, работающим в условиях интенсивного износа. Этот элемент в наибольшей степени способствует гетерогенизации конечной структуры металлической матрицы. Особенно сильно ликвация проявляется в фосфористых чугунах легированных карбидообразующими элементами (Cr, Mo, Mn и др). В этом случае на периферии эвтектических колоний кристаллизуется легкоплавкая тройная фосфидная эвтектика, часто способствующая образованию структурно-свободного цементита [167].
Ликвация химических компонентов чугуна, наряду с ускорением кристаллизации при образовании в поверхностном слое затвердевшей корочки металла, признается основной причиной возникновения таких аномальных структур, как обратный или «внутренний» отбел [168-170]. Сильман Г.И. на основании анализа энергетических схем структурообразования приходит к прямо противоположному выводу: основной причиной образования в чугуне обратного отбела он считает кинетические условия затвердевания [171].
В твердом состоянии при охлаждении наблюдается выделение вторичных высокоуглеродистых фаз. Особенно интенсивно этот процесс протекает в изделиях из графитизированных чугунов, работающих при циклических нагревах до температур выше Ан1 и охлаждениях [172]. Негативное влияние от выделения вторичного графита может быть устранено легированием чугуна карбидообразующими элементами, которое стабилизирует перлитную матрицу [173]. При нагреве чугуна в процессе термической обработки диффузия углерода происходит в обратную сторону, что приводит к частичному растворению графитовых включений [174]. При этом необходимо учитывать, что между металлической матрицей и графитовыми включениями существует зазор, который может быть преодолен атомарным углеродом только при термическом расширении металла [175].
В легированных чугунах, охлаждающихся ускоренно, возможно выделение пластинчатых структур вторичного цементита [176-178]. В общем случае формирование таких аномальных структур подчиняется закономерностям возникновения пластинчатых фаз в сталях [179, 180].
Результаты исследований превращений аустенита в сталях представлены в работах Г.В. Курдюмова, Р.И. Энтина, А.А.Попова, Дж. Кристиана и др. [181-185]. Особого внимания при анализе фазовых превращений в твердом состоянии заслуживают свойства аустенита, в частности его устойчивость. Для описания процессов трансформации аустенита используют диаграммы термокинетического или изотермического распада (условное название диаграмм ТТТ ) [186]. Уменьшение устойчивости аустенита с увеличением степени переохлаждения в перлитной области объясняется возрастанием разности свободных энергий аустенита с вновь образующимися фазами [187, 188].
Причиной высокой устойчивости переохлажденного аустенита легированных чугунов в области перлитного превращения считают [189] эвтектоидный распад, который происходит за счет диффузионного перераспределения углерода и легирующих элементов. Замедление распада аустенита в перлитной области на ТТТ-диаграммах является следствием малой скорости диффузии легирующих элементов в у- и ос-фазах. Таким образом, в перлитной области скорость превращения определяется диффузией железа, углерода и легирующих элементов (Si, Mn, Ni, Cr, Mo и т.д.), а в бейнитной - только диффузией С [190].
ТТТ аббревиатура в переводе с английского обозначает сочетание слов: time - temperature - transformation (время - температура - превращение) Кинетика формирования металлической матрицы зависит от распределения, размеров и количества графитовой фазы. С измельчением графитовых включений, поверхности границ графит-аустенит увеличиваются, превращение аустенита ускоряется, а инкубационный период на ТТТ-диаграммах сокращается [191].
В работах [192-194] отмечается факт повышенной устойчивости первичного аустенита чугуна, полученного непосредственно после затвердевания, по сравнению с вторичным аустенитом, полученным после термообработки. Данный факт в работе [193] объясняется накапливающимися дислокациями, что в дальнейшем облегчает зарождение фаз при эвтектоидном превращении. Термообработка способствует сокращению дефектов и росту зерен, что влечет за собой уменьшение скорости диффузии элементов и повышение устойчивости аустенита [195, 196]. Получается, что факт повышенной устойчивости первичного аустенита не может быть объяснен с позиции повышенного числа дефектов.
В целом можно утверждать, что металлическая матрица в значительной степени определяет механические и эксплуатационные свойства графитизированных чугунов. Особенно очевидно это становиться в чугунах с шаровидной формой графита, где негативная роль включений как концентраторов напряжений нивелируется их сферической формой. В таблице 1 [38, 122] представлены различные структуры, которые могут быть получены в высокопрочных чугунах.
Обобщенная модель структурообразования эвтектических сплавов
Исходные шихтовые материалы, используемые при плавке, оказывают влияние посредством фазового и химического состава и определяют «наследственные» свойства чугунов [225]. Наиболее сильно их влияние проявляется при получении синтетических или полусинтетических чугунов [226-228].
Качество науглероживателей, применяемых при плавке, оказывает влияние на распределение, количество и форму графитовой фазы [229]. Содержащиеся в исходных шихтовых материалах газы, примесные элементы и НМВ воздействуют на процессы зарождения и роста первичных фаз аустенита, графита или цементита, а те опосредованно влияют на особенности структурных превращений в твердом состоянии [230].
Исследования по вакуумированию расплава в печи или ковше показывают высокую эффективность данного метода по устранению негативных последствий «наследственных» свойств чугунов [231]. Доказана результативность методов продувки газами [232, 233], обработки ультразвуковыми колебаниями [234] и пропускания электрического тока или электромагнитных импульсов через расплав [235-237] на формировании графита, первичных фаз и эвтектик. Однако данные методы не получили широкого распространения в отечественной металлургии чугуна в связи со сложностью их реализации или высокой стоимостью вспомогательного оборудования.
Наиболее эффективными методами управления «наследственными» свойствами чугунов в производстве остаются термовременная обработка расплава и модифицирование [238-240].
Эффект, достигаемый при термовременной обработке, проявляется в диссоциации присутствующих в жидком чугуне НМВ, осколков графитовой фазы и удалении растворенных газов [241]. Особенно действенно, как указывает В.С. Шумихин, применение термовременной обработки для подготовки расплава перед модифицированием [242].
При внепечной обработке высокопрочных чугунов различают следующие виды модифицирования: предсфероидизирующее инокулирование, сфероидизирую-щую обработку и вторичное инокулирование [243]. Помимо указанных видов модифицирования, которые рекомендуется проводить для получения высококачественных чугунов, техпроцесс может включать дополнительно операции десульфурации или общей рафинирующей обработки.
Новейшим методом модифицирования является использованием нанопо-рошков. Воздействие таких модификаторов происходит на уровне образования первичных зародышей (по терминологии С.В. Давыдова такое модифицирование называется наномодифицирование [244]). Использование при модифицировании порошков, состоящих из частиц нанометрических размеров, доказало их положительное влиянии на процессы образования конечных структур [245-247]. Однако наномодифицирование не получило широкого распространения в связи с высокой стоимостью модификаторов.
Изучению механизмов модифицирования графитизированных чугунов посвящено большое количество работ Д.Н. Худокормова, В.Ю. Стеценко, Ю.Н. Левченко, В.А. Васильева [248-253]. Общая теория модифицирования, которая позволяла бы объяснить все закономерности, сопровождающие данный процесс, в настоящее время отсутствует [254]. Некоторые исследователи идут путем обеспечения требуемого качества чугуна за счет сокращения затрат, связанных с модифицированием [255]. Однако такой путь имеет определенные недостатки, в частности замена исходных шихтовых материалов при переходе на других поставщиков приводит к возникновению брака по причине несоответствия заданной структуры, что наиболее актуально для перлитных высокопрочных и серых легированных чугунов [256]. Эту проблему можно было бы решить посредством создания специальных банков данных, предложенных В.С. Шумихиным, в которых приводились бы данные влияния скорости охлаждения, модифицирующих и легирующих элементов на процессы образования той или иной первичной структуры чугуна [257]. Однако такая система не была внедрена в СССР, а в данный момент, такой путь решения проблемы становиться абсолютно невыполнимым. Задача может быть решена посредством применения специальных экспертных систем, основанных на нечеткой логике и нейронных сетях [258, 259].
Однако существует способ, который позволяет при плавке и модифицировании чугуна прогнозировать с большой вероятностью форму и количество графитовой фазы в чугуне и при необходимости скорректировать технологические операции [260-262]. Способ основан на термическом анализе кривых охлаждения с вычислением возможных тепловых эффектов, сопровождающих данный процесс [263, 264]. Термический анализ, совмещенный с динамометрическим методом, позволяет на основании исследований напряжений, возникающих в литом чугуне при его охлаждении, фазовых превращениях и усадке, прогнозировать не только форму графитовой фазы, но и структуру металлической матрицы и предполагаемые свойства чугуна [265, 266].
Существующие на данный момент программы для компьютерного моделирования процессов структурообразования в чугунах не позволяют прогнозировать развитие процессов структурообразования. Это объясняется отсутствием алгоритмов, способных учесть то многообразие факторов на производстве, которые оказывают влияние на формирование конечной структуры чугунов [267]. Как правило, при моделировании процессов модифицирования ограничиваются анализом распределения модификаторов в расплаве [268]. В частности, аналогичное компьютерное моделирование процессов модифицирования в ковше и в форме было выполнено автором совместно с О.В. Петраковым [269, 270].
Моделирование механизма разрушения графитизированных чугунов
В структуре чугуна преобладают графитовые включения шаровидной и компактной формы, которые в меньшей степени, чем пластинчатый или вермику-лярный графит, разупрочняют металлическую матрицу. Отдельные крупные включения шаровидной формы, встречающиеся в матрице чугуна, оказывают существенное влияние на процессы возникновения критических полей напряжений. В том случае, если направление приложения нагрузки к модели ориентировано по отношению к близлежащим мелким включениям графита, крупное включение способствует развитию критических напряжений в матрице чугуна (см. левый верхний угол рисунок 70, б). Если же в направлении приложения нагрузки около крупного графитового сфероида отсутствуют мелкие включения, его влияние на генерацию пиковых напряжений снижается.
При моделировании структуры графитизированного чугуна, полученной по технологии «синергетического» модифицирования, отмечается образование «сетки» полей напряжений, которые равномерно перераспределяют в структуре матрицы чугуна напряжения, которые возникают при растяжении (рисунок 70, б и в).
Такое строение чугуна далеко от идеального, несмотря на то, что обеспечивает большую прочность материалу. В структуре такого чугуна также образуются цепочки, состоящие из графитовых включений, и возникают пиковые напряжения, что особенно четко проявляется при горизонтальном растяжении (рисунок 70, в). Повышенная прочность чугуна с таким распределением графитовых включений обеспечивается большим многообразием путей вероятного образования трещины и перераспределением напряжений по всей матрице.
На данный момент из перечня металлических матриц, получаемых в высокопрочном чугуне, максимальный предел текучести соответствует структуре аусферри-та с минимальным содержанием остаточного аустенита (« 20 %), тт = 1240 МПа [38].
Образцы из данного чугуна, подвергнутые изотермической закалке, обладали следующими свойствами (таблица 7). Таким образом, используя методы компьютерного моделирования структуры чугуна и ее оптимизации, удалось повысить прочностные свойства изделий, путем направленного усовершенствования технологического процесса при обеспечении наиболее рациональных параметров графитовой фазы.
С использованием метода фрактального анализа изображений решена задача определения размерно-топологических параметров графитовой фазы. Форма графитовых включений определяется через соответствующую фрактальную размерность, а распределение через лакунарность, которая характеризует неравномерность заполнения некого объекта в пространстве.
Произведена оценка влияния графитовой фазы на прочностные свойства чу-гунов и механизм их разрушения. Первоначально полученные компьютерные модели микроструктуры графитизированных чугунов были исследованы для выявления слабых элементов в строении материала. Выявленные недостатки структуры позволили наметить мероприятия, направленные на повышение прочностных свойств графитизированных чугунов.
Были проведены фрактографические исследования поверхностей изломов графитизированных чугунов, которые подтвердили гипотезу, выдвинутую в гл. 3, о том, что цепочки агрегатированных эвтектических ячеек, ослабляют металлическую матрицу высокопрочного чугуна, уменьшая его прочность.
Результаты исследования механизма старения инокулирующего эффекта позволили определить эффективный интервал между сфероидизирующим и ино 194 кулирующем модифицированием, обеспечивающий оптимальные размерно-топологические характеристики графитовой фазы в чугунах.
При изучении изменения остаточной концентрации элементов и моделирования перемешивания расплава в ковше была выявлена неравномерность распределения элементов модификатора, которая оказывает влияние на структурообра-зование чугуна.
Разработан технологический процесс «синергетического» модифицирования, применяемый для измельчения графитных включений в чугунах. Согласованное воздействие различных технологических методов и термокинетических факторов в момент зародышеобразования графитовой фазы, в совокупности с оптимизацией химического состава приводит к синергетическому эффекту, выраженному в усилении процесса измельчения графитовых включений в чугуне. К технологическим способам воздействия относятся оптимальное сочетание различных видов модифицирования, механическое перемешивание, барботаж после модифицирования (при пироэффекте) и термическая обработка, к термокинетическим – переохлаждение и скорость охлаждения. Измельчение графита в чугуне позволяет на 15…30 % повысить уровень механических свойств. На изобретение получен патент РФ №2402617.
В соответствии с методикой, изложенной в гл. 2, была проведена оптимизация параметров графитовой фазы в высокопрочном чугуне с целью повышения прочностных свойств материала. Рациональный выбор всех технологических параметров, выбранных на основании анализа системы «Чугун», обеспечил в структуре высокопрочного чугуна оптимальные размерно-топологические параметры графитовой фазы, что в сочетании с последующей изотермической закалкой позволило получить чугуны с высокими свойствами, по ряду показателей превосходящими зарубежные аналоги.
