автореферат диссертации по металлургии, 05.16.04, диссертация на тему:Повышение служебных свойств отливок путем совершенствования составов и физико-химических методов управления структурой сложнолегированных сплавов на железной и никелевой основах

1 гл

1 * ГОСУДАРСТВЕННЫЙ КОМИТЕТ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ ПО ВЫСШЕМУ ОБРАЗОВАНИЮ

^МОСГОВСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ИНСТИТУТ < СТАЛИ И СПЛАВОВ

^ (ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ)

% На правах рукописи

Для служебного пользования

Экз. 00099

РОМАНОВ Лев Михайлович

УДК 621.746.6.:669.245

ПОВЫШЕНИЕ СЛУЖЕБНЫХ СВОЙСТВ ОТЛИВОК

ПУТЕМ СОВЕРШЕНСТВОВАНИЯ СОСТАВОВ И ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИХ МЕТОДОВ УПРАВЛЕНИЯ СТРУКТУРОЙ СЛОЖНОЛЕГИРОВАННЫХ СПЛАВОВ НА ЖЕЛЕЗНОЙ И-НИКЕЛЕВОЙ ОСНОВАХ

Специальность 05.16.04 "Литейное производство" ДСП:

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва 19 94

Диссертация выполнена в Московском государственном институте стали и сплавов (технологическом университете).

Официальные оппоненты:

академик инженерной академии РФ,

доктор технических наук, профессор ФАТКУЛИН О.Х.

доктор технических наук, профессор УТОЧКИН Ю.И.

доктор технических наук, профессор ЧУРСИН В.М.

Ведущее предприятие: НИИД

Защита диссертации состо«тс • 15 декабря 1994 года на заседании специализ! о ванного совета Д-053.08.01 в Московском государственном институте стали и сплавов по адресу: 117936, Москва, ГСП-1, Ленинский пр., дом. 4.

С диссертацией можно ознакомиться в 61 элиотеке Московского государственного института стали и сплавов.

Автореферат разослан "........".............................. 1994 года.

Справки по телефону 237-84-43

Ученый секретарь срециалкзирсванного совета, доктор технических наук,

профессор БОРОДИН Д.И.

ОБИАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность V.pOfíJlW.Í. bp-ai^í frlktopot" . лвыигсгля cji'cktïoho-СТЯ ПРОИЗВОДСТВ?. В ТОПг.ДгПЗ-Э^рГСТйЧеСКС'-: РОШШЖСО. касшк ЧГГрЭС-иаи. металлурги » другжг отраслзс прт.мллеипос".i*

улут®вн>' качества отливок ни :;ыо: когроми.зтих спллзов ri¿ ¿шестая i, щгсвлевой осяеагл. Koi-c;.tie обеспэтж'о.' то^эмосгь jrtöorj üSopv-говппг.л г сллгчыг агрегатов n t-.-oOo тячолл: услж^к &гк»да1отг"я высоких темпоргтур, гг,;.(,г-шет~ л гораз-^ко-й? ид>л--.л спад.

Рспэахи этой влаиоН кяродо-70?я.йС1Б*Бша здпчч 'кераэшзно срг-зяио с развитием основяь": нт^озлз^г.л натчл-лктя? s -^г^нвого рро-г:;иодства-. <;;u'?0so«* ног,».- ¡танов. сорерг-.г.;t с.ч .•"Гй-чукя »»точу. фая/роздкия и активного нопдайсх^ил да я

мегадчическиа глспдзвг-'.

118800Л00 Пврсяок-. übH! L-nä предсгпвджгсп цоелгдп?.е д«а ïanpcî-лекия . яэзволягапз вскрыть суцесгаепял» рззсрпи улрдаевая сзу;.э-■ÜIIh"í СВОЙСТВ С 'ЛВОЗ оа C4'JT еОЗ^рЗЗКСТЕОРЗЯЯЛ кх структуры ; м-том состоянии .

. Теорвт'.'логгог с зной дпл осзд-мгля втеако^Ф^тавпкк те^даг-оги? псдготгвгл сдлэвов к заливке яв-тэтсл зракля caicoHOîxcpnocïV* про-чвчаиля реакций ц'пчесой о осяое'.»гл легируу«цак>« cwiittew в и*>. ¡i такте мэхаютмов. опрздзляк^гл;" осоООьсостч э»; озг -дутая и роста Фау в зроцессо кристаллизация сглнвов.

Hpweni тельно к пысокохрсгяг.с?ым чутунач. ст&т я пшселсз'.ш глр,'П[ч)Ч!!!.'м сплавам ococyw актуплыюсть приставляет вопросы ущл-?.'юни:1 морг "?й. размерам*. тзрзптером распределения ¡»родгиу п пкгй/v'mx i-- ряпквй. -J ч".гс i стпп^я or врэдякх щжиосоЯ.

Диссертационная работа выполнена в рамках тематики исследований .указанной в заданиях Еаучно-техтягавокой программы 0.73.01 к программы "Перспективные материалы" ГКНТ СССР- постановления ГШГ № 450 от 02. 04. 91 Г. решения Госкомиссии № 328 от 05.10. 85 г.. координационных планах АН СССР направления 2.24. 2-25 . ряда отраслевых министерств и грантов по фундаментальным исследованиям в области металлургии Комитета по высшей школе ГЧ>.

Цель работы. Развитие физико-химических методов управления литой структурой высокохромистых чугупов.сталей и никелевых зшро-прочных сплавов, разработка на этой основе технологий подготовки металлических расплавов к заливке, модификаторов и легирующих комплексов. обеспечивающих получение износостойких. коррозЕонностой-• кпх в жарюпрочных итливок с повышенным уровнем служебных свойств. Для реализации поставленной цели в диссертационной работе ршаются следующие задачи: .

- развитие существующих представлений о закономерностях формирования карбидов типа М^Сд И МС при кристаллизации сплавов на основе систем Ге-Сг-С И т-Сг-С ;

- экспериментальное изучение влияния легирующих элементов, при

месей и скорости охлаждения на формирование структуры высо-' кохромистых чугупов до-и заэвтектического составов ;

- выявление законе, зриостей воздействия РЗМ и образуемых ими неметаллических включений на особености кристаллизации сплавог железа и никеля ; . л

- исследование механизма вотдействия высоких перегревов на ха-

рактер затвердевания, структуру и свойства отливок из никелевых жаропрочных сщзавов; •

- разработка эффективных, технологий рафталрованал моталличосыо расплавов и методов управления структурооОразояаняем о'/ллвск. модификаторов и сплавов с улучшенные® служебными свойствами, проведение промышленных испытаний Я внедрониэ научных рас-.-л-ботогс в производство.

Парная новизна. Рагвзты тзоретнческ.:е прэдставления. р?с>фи-вамгдо фиэико-хдотпеску» природ »сздоСствия легирую^;" очемевтов. мапсролргируквди дэбагэк . наквталта^оских мсячзнгй на пяакэтри кристаляизашга и литу?; стру;:гу,:у с■■хтюлапфзвашшг с;иавоз на основе колеза'и никеля.

Обобщение о*спц?имвк г&пьны: данных я лрсаздзгшьв тормоди.-'амк-чоский анализ позволили сфориулгр-'-зать п ^спекозагь основной ьрж-ципы управления кор-^зологиоЯ и рзомяге^ кззбидных вклячэнхЗ tos ft^Cg и МП .^-ормируждао-' прч кр?сг<адге..вк'сокохрог.'йс-пгх ч-ту-нов т- ксхолевых хароггрочны плавов.

Определен и уточнен ряд те{я«ог*гг'4Л>1ескях л*ьаах. aoc-wj-;-- ¡z дая расчета равновесия реаиш» образования кароадов xpc.vn. вдс.Ггг. титана, тантала, ванаточлъфняя. а такзе фаз пае^рчг.зя сжмгас^'о состава s высог'!Хромкстьге расплавах жзлзза г гакатя.

Важную роль-в пропеслаз: здрождадо и иаталк- :••<-

кой и карбидаой фаз итрг^'л оксзд' П|ССпер:?г<онгялько rosau:- .о, чт\ никелевые раствори йктивго заро-í ддмтия пр rror»now.x' mío. йрног»

ЬЧМИЧГСКИ ООЛОЭ yctosthpup (/сэго")кзя ьео. Al Е 0.»С2Дг м"»

фазы c.vatKor!) состава яяакгдогы ? атом стяс:аек:"3- сто о tí включения оксидов аж*пшия.аттрня. ¿чсиро?яя и.оарааусодс Сгз. активно зарождает карСада н пкделошз гп-.зрмвгалтяд- .

Okcsuüií.'G оболочха могут пакет но квнять ^рЗологгя. в

существенно увеличивать продолжительность растем,рения включений .типа 1<!уСд и МС в металлических расплавах." Обнаружен эффект образе-ь^ния' оксикарбидкых включений ниобия в жидких ставах железа, способных распадаться в металлических расплавах на отдельные Фрагменты размером менее 2 мхм. Это позволяло разработать новый тип карбидных Енокуляторов.

Получена новые экспериментальные даннио. г.ракторизуючяе влияние большой группы РЗМ на параметры кристаллизации хелеза.шншля. двойных и многокомпонентных сплавов на их основе. Наиболее эффективными модификаторами являются элементы иттриевой группы. Еиявлин экстремальный характер изменения переохлаждений сплавов . вшиваемых добавками РЗМ.формир>..дими оксидные включения переменного состава. которые в процессе распада разделяются на оксид осповы. облегчающего зароэдение кристаллов металлической фазы и ичактквныэ шетицы РЗМ^Од • Переохлаздання никелевых сплавов тахе при ?.:ад\'эя-ном охлаздеяии (около 0.1 К/с) могут достигать нескольких десятков градусой. Максилальные значения переохлавдзнлй ограничены темпера ■ -турами начала выделения из расплавов .^терметалэдрых или карбида-ых фаа. .

Определены теплоты рартворэпгя Р5!М в зидадм никеле и железе и уточнены торкодаяаьяг'еокЕ'* ХА}ггктористы:й реаудиЯ взаимодействия ех с раотвореятая к .алорзлем я со^хЛ-

Бй/®лз;;а восяаосвяль иезду параметрами высокотемпературной оЗряботкк Г'ГО? . хап -«ррастЕкаин перавноЕооной кристаллизации . структурой » составом някелншч' ямропрочных сплавов и сталей. Ул

> ристалдечоисого строенчя отливок оОус-тозлено возникново-ня^ г-уб^ья? гпрвохлзздэкна. возняттах вследствие гомогенизаци

расплавов, изменения состава и морфологии неметаллических Еклэтге-пий.

Установлен термоврамепноП характер развитии переохлакдэтай никелевых гаропрочннх сплавов, который зависит от уоловгч выдолэ-пия карбидов кз расплавов. По рточу призмпу »louro прогнозировать результаты воздействие высоких перегревов.

Поклзап экстреыялып.-«; характер измепаняя структуры а сплавов от парапетроь ВТОР, обусясъхохт-л образование« грусл коа-1.ломератов г % г Фаз а "ex случаях, к -да кргсгя^лязадья пачгад?-втся ншсв температуры солядуо.

Исследовано совместное нлишзд высоких перзгрево^ и модхЗодз-роваппя жаропрочных сдггзоп ГЗМ . осрчоогка а?тр*ок ь-роштгстяуч? чрезмерному горвсхлаад-,кюп г плавок в оловрелязптю созкзлкгт уу.>аь-отть содержание кислород К 'ПГ,: ЦТ O.OOiO XOHZ-л.

Получены к систем\тис-яроаав» дашаг, о в.т.уи1г; sors&'ti группы лзгируюдах эломеьтов « прсмэсеЗ ( м в. >\ е.», ¡^ нг>, си. г v. ti. Р8М ) ва' параметры крЕстсл-азадаз и литую структуру чясогс -хромистых чугупов. Нсследовсло поьедечзэ эугучов а . кор-

розионных и коррозиоппо-абразгргйс ерэлах.

Выявлены ocortoimooTH форггароваяяд латсЯ структур« succxo.-rpe-мистых чугунов при повышенных сорос?ях охлпздэаз.чх {до &х< к/с )• Найдены соотнесения дул расчета критических crioponroii. eues которых у ¡.•.чзвтетччесгцх сплавоз фор- »руотся структуру аноь«яль:шх -тектик

Практическая значимость.

Разработал ряд новых технологий, сплввоз и иол&юкаторэр пред-

- в -

назначенных доя изготовления деталей с пов^шиным уровнем

служебных свойств, работавших в условиях абразивного. ударно-абразивного и коррозяонно-абразиьного износа, кратковременного и длительного воздействия криогенных и высоких температур.

Технологии'двухстадийнсй обработки иттрием, иттрпем и карбидными лигатурами, а также технология ВТПР в сочетании с модифицированием иттрием позволили обеспечить глубоко рафинирование от кислорода и серы, улучшить литую структуру никелевых жаропро^шх сплаво^ типа ХН50МБВЮ. ЛХ1И . ЦНК7П. ЦНК21П к ряда сталзй. что привело к существенному повышешшю их пластических характеристик в интервале рабочих температур от -234 до 850 °С .а также стабилизации характеристик гаропрочност на уровне в 7-9 раз. превышающем технические требования .

Разра -таны высокоэффективные модификаторы, улучшающие морфологию и характер распределения карбидных и оксидных включения в никелевых сплавах и сталях.

Установлены количественные зависимости, позволяющие прогнозировать литую структуру хромистых чуг/нов в зависимости от их состава и скорости охлаждения.

Разработан ряд высокохрсмастых чугуаов с повышенным уровнем эксплуатационных свойств .которые используют для изготовления деталей дробеметного оборудования, защатних вставок ножей бегунов, дшщ когулзй каганатах окскаваторов.' размольных каров и других быстроизнашиваемых деталей. Высокая г*$ективность разработок обусловлен?. уаелачикиэм зрока слукбы деталей и механизмов в 2-10 и более раз.

Коргшна и современный уровень техотмсхих разработок подтвер-

ждоны 16 авторскими свидетельствами па изобретения, отмочены 4 'медалями ВДНХ СССР.

Результаты работы опробованы г внедрены на ряде предприятпЯ: Пи "Лвтозил". заводах "Борец". "ЗВИ". Люблинском ллтейно —механическом. фабриках "Дукат". "Ява". ПО "Кемерово/голь". НШСта-ли. заводе "Металлист" в г. Войске. НПО "Энергия". "Композит", ЦРМЗ Мосэнерго. КБ "Химкаш". НЛО "Сатурн" .

Экономический ерфлжт. парупр-?иыа за счет многократного повышения срока службы лит:« изделий р увеличения выхсда годного составил свыше I млн. руб. в ценах 1990 г.

Публикации. По материалам диссертации опуЛликозгло 32 шоаги. получено 16 авторских свидетельств па изооретпяиэ.

Апробация работы. Мя".:риалы диссертанте дэлокены Еа 7-5? всесоюзной конференции п^гно 1^со*сопрс1,:--ьо,«ате.Ш£Ы8 пропессч. высококачественные сплавы и оборудоеание в литейяоа производит"-;~ (1986 г.. г.Каунас) ; 3 и 4 респуолкхансглх заучно-тохкапаскяс конференциях по газам и неметаллическим включениям в литейных сплавах НТО Машлром <1982. 1985 г. .г. Запорсггье); рэопублтг,пскс" конференции "Повышение эффективности литейного производства 7 качества литья" (1985 г. .г. Ордяокикадзэ); научно-техническом ссво -иании "Повышенно производительности труда . экономия глтэрпйлъпых и энергетических ресурсов в литейном производстве" НТО К'лспр"-(1986г.. г. Барнаул ) ; научно-техническом совещании по износостойким сталям и сплавам НТО "Общество знание" (1988г. .Г; Москва). рэс-пуОликанской научно-технической конференции "Физико-химия к-этт -личвеких и оксидных расплавов" ( 1993 г. . г. Екатеринбург ) .

Структура и объем работы. Диссертация состоит ез введения.

глав . выводов, библиографического списка из наименований, приложений и содержит страниц мапшописногоОтекста. иллюстраций. таблиц ■

КАРБЩ,, ОБРАЗОВАНИЕ В СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ СИСТЕМ Гв-сг-с и N1-01—с.

Служебные свойства хромистых чугунов и лиглевых жаропрочных сплавов во многом определяются морфологией включений карбидной фазы. При этом требования предъявляемые к форме карбидов зависят от условий эксплуатации отливок . Износостойкость хромистых чугунов возрастает пропорционально обьемнок дс :э сильно разветвленных.хорошо связанных с металл., ческой основой . эвтектических карбидов типа Н^Сд. Появление в структуре чугунов заэвтектических карбидов приводит к существенному ухудшению служебных свойств отливок из-за . т относительно легкого выкрашивания таких включепй под воздейс- . твием ударного импульса абразивных частиц. Поэтому повышение износостойкости хро^стых чугунов связано с поиском путей увеличения в их структуре, количества карбидов эвте гического типа.

ь отливках из никелевых жаропрочных сплавов, содержащих углерод. образуются эвтектические карбида типа МС и Ы^С по форме напоминающие иероглифы- Такая морфология включений неблагоприятно отражается на пластиче- тжх характеристиках и жаропрочности сплавов. В этом случае возникает задача получения карбидов компактной формы-

Следовательно улучшение служебных свойств обеих групп сплаь^в неразрывно связано с развитием теоретических представлений о меха-

низмах формирования карОпдяых включений в жидких и кристаллизующихся металлических расплавах, а также методов управления этими процессами.

Заэвтектические чугуны являются концентрированными рас ¡торами. кристаллизация которггх начинается с ваделэяия карбидов хеша типа К^Сд переменного состава. Поэтом!' использование стандартных термодинашхческпх данных роркщгт

ТУ**

1/3 Сг?С3тв - 7/ЗССгЛ 1С] ; 1_е «"¿г « »с - —7170/Т ♦ Т.!?3 С 1 Э

для определения температур ликвидус садззов з ¡¡шроыгх интервалах изменения концентрации хрома и углерода оказаг'сь ггадослто

Обобщение имеющихся гермоданамичссиа ддяаых. свзгло диаграмме системы г«-сг-с и резу.щ>татов даФЭерантталь^огс г^ргл-ческого анализа ДГЛ Ссльсо& группы высокохрокчсткх чугуш-.- уэзьо-лило предложить следующую зависимость дяя ее расчета

7/3

Т*7000*С1-* 0002*ССг) Э/Сб. 0а»0,0гЗ««ССгЗ -Ьд «»¿р •• «с >Д С 2 )

где аСр и а'с актгоностн хрома и углерода .рюстатыззры-.'а с . использованием параметров взаимодействия I в 2 порядков (г.яСл. 1> . Уравнение учитывает изменение состава ©азы Н^Сд 2 позволяет расчитывать температуру ликвидус зазвтсктнческих чугунсв. содэркзЕдг 2-7-5.0 Ж с и 12-50 % сг . с погрешностью не Солее 10

Как следует из уравнения (I). одним из путей увеличения доли эвтектических карбидов в структуре чугунов является легирование элементами . понижякзщмя активности хрома и углерода. С етоЗ и&аа

Таблица I.

Рекомендуемые параметры взаимодействия в расплавах хелег. ( при 1600 ^С )

х ЮО *

>1Ь ес ' Сг ес Т1 ес Сг емь

-6 -2,4 -8 1.4

3 г1 х 1000

Сг ГСг нь гиь с гмь с ГСг

0,07 2 5 3

Таблица 2.

Рекомендуемые параметры взаимодействия в расплавах никеля при (1600 °С )

е| х 100 *

г С Сг V Но А1 Со •

0С ес «с- ес- ес °мь

218 -3. 0 -0. 65 -0. 75 б. 00 0. 40

Т1 мь А1 А1 Сг Сг

ес ес 9Т1 ень °Т1 ень

-13. 1 -7. 0 1. 00 -1. 00 5. 40 з. во

г| х 1000

ыь Т1 Сг с с с

гнь "Т1 гСг гнь ГТ1 гСг

1. 50 1. 80 " 15 0. 00 4. 00 86. 00

>*> пересчет параметров взаимодействия про? чодится по теории регулярных растворов.

в заовтектические сплавы, содержащие 14 - 20 % с г и '3.0 - 4.0 % С вводили медь, никель. марганец, молибден, ванадий.ниобий, тантал, титан и бор. Результаты экспериметсз. приведенные на рис. I по' кивают. что воздействие элементов па температуру выдаления глрблпов из расплавов неоднозначно связано с их влиянием на активность углерода. Если влияние ннооия. тантала, молябдена.квди и никеля проявляется в соответствие с характером их воздействия на активность углерода в жидком железе .то добавки м^ргапца л ванадия, икэгаццх отрицательные "значения парлметрез взаимодействия. не понигзлт.гзк можно было бы ожидать, а напротив повышают температуру протекания реакций ( I ). Значительно свльлэе. чем предсказывает термодинлия-ка проявляется влияние малых добавок Анализ состава образукет-хся карбидов. проведении» та мскриша-азяторв "Каыт>ба::с"\ по&ко-лил установить .что добавки николя. меда. ужо Сип .тантал и мстг: бдена. не участвующих в формировании карбидоп хрома, кокяэт ратуру ликвидус заэвтэктических хрс,чистых чугунов в соответствие о их возействиен па активность углерода. Гонада» и каргак-зп. замещение в пярохих концентрационных пределах хрси к хелезо с составе карбида, повышают температуру выделения последнего из расплава. Из рис.2 показаны распределения хр~.на. ванадия и заодяя струк-

туркчми составлявши в я^мллекснолагироваяном чугуно. Мстек^ наблюдать карбидные включения двух типов ссг.с 3 а с нь„ 'лс . {г-.-т--чие V в обеих карбидных составляющих связано с хорошей раст^срт^о-стью vc в тригональном карбиде ;сро;'Д и к/Сичесясм карбиде ниобия.

Следует отметить, что в жидких хроккстих чугупах в.чп&пнй может образовывать первичные карбиды £»ух типов ссг.уэ7с3 к су.сглс Последние Формируются при концентрации V с.виге 6 7.

Изменение температуры выделения заэв^ектических карбидов хрома при легировании чугуна с 18 % С и 3,4 %

Рис.1

Распределение элементов в карбидах хрома и ниойия.

а. б. в.

Рис.2

а - г траленные электроны; б - распределение хрома; в - распределение ванадия.

Образование карбидов сложного■состава происходит самспрсизво-льпо. поскольку при этом понижается свободная знергпЯ Гиббса Оазы внедрения. Рассматривая их как твердая раствор двух или более карбидов ■можно говорить об уиокьчопки активнсстя карбвда хрома которое оказывает значительно "пл-эе существолпоо влияние на равпо-•восие реакции ( I ).чем изкенокло активностей коетовелгов в металлическом расплаве.

Для увеличения в структура чугуы-« объемной доля, овтекткчос-ких карбидов э$09хтятаа оклгаихоь дооаыш молибден-* а ниобия.

Наряду с 'ними могут бит;, ас; глк.овапы недольете добавки титана до 0.5 % . Однако механизм действия Т1 несколько иной. ¡'.пуч~ шение литой структуры в да-.гг.ж сяум1? поусловлоио '•.вязырг.та .чмота. который сужеогвенио- влияет гл угллродаы« п^^мва.^чт чу; т.£С,в СК.

Молибден в количестве до 3 % пар •влчет рыд-'л-'м пйпплчп"^ включений сг7с игольчатой $оркы из расшма к Формирует ¿азБвтз-лоннне эвтектические нолоньа па база кгрОвдов хрона з телябДона, Мо2С.

Егде более активно подавляет зазвтоктпческке карбкхг хрома ниобий . ода"ко обладал более высокой хямачосг.ой активность»." ча« молибон он способчн формировать р хадюгх чугунах ооС?твс<'кыс-бвдн. появление которых вызывает сггсжетю износостойкое?.« игэг.из. Для уточнения допустимых предела* лэгчроваяия ичобкем бкст приедены исследования методом ДГА . позволявшие выявить т«?л?зттур?ю -концентрационные условия образования ньс. Обработка экспериментальных данных позволила установить текпературньз зависимости констант равновесия реакций растворения ниобия в жидком колете & образования кнрбяла ниобия-

NbCTB- [Nt>] + CCI; Lg fc«fNb[ С j «[ Nb] » -6ie-i>T + 3.8 С 3 3

Nb . - CNb]_ ; LgK "-2120/T + 1,51 С 4 3

ТВ- Fe ° p

■Рекомендуемые значения параметров взаимодействия ниобия с хромом и углеродом приведены в табл. I.

Используя зависимость ( 4 ) и данные о темп ^ратурах эвтектического превращения в чугунах можно определить оптимальное количество ниобия для устранения первичных включений сг7с3- Обычно его концентрация в хромистых чугунах не должна превышать 2.0 - 2.5 % ■ Механизм роста включений мьс может меняеться в зависимости от соотношения между концентрациями ниобия и углерода. При мь/сгл дедритная форма сменяется на округлую. В расплаве возникает большое количество компактных включений размером 10-20 мкм (рис. 3 ) . ;о оценочным термодинамическим расчетам резкое изк' ^нение морфологии карбидов происходит.когда раскислительная способность ниобия становится выше .чем у углерода. Механизм формирования таких включений удалось проследить на сплавах, содержащих до 20 % нь. где были выявлены зоны скопления мелких.(1-2мкм) карбидов и связанных с ними оксидов, объединяющихся в крупные конгломераты . При введении этих частиц в сплавы никеля или железа они распадаются на отдельные мелкие фрагмелты (рис. 3 ) •

Обнаруженный еффект был использован душ создания нового типа шшкуляторов. которш успешно применили для улучшения морфологии карбидных включений в никелевых жаропрочных сплавах.

Кислород и его соединения оказывают также заметное влияние па формирование харбидрз хрома. На рис. 4 моадо проследить пленочный

Особеностк морфологии и растворения включений карбида ниобия

п.

Ркс.З

а - 2,4%/Уы-3,4 % С ; б - 1?. %}!ъ + £,5 % С ;

в - распад включений УьС п сплаве КСбУ чсрза 5 гта. г.ос.ю вв>-денят: лигатуры при 1550 °С.

характер выде эния оксидов в чугуне раскисленном 0,2 % алюминия.

о

Такие выделения блокируют рост кар' -дов хрома и одновременно ухудшают связь последних с металлической основой, что негативно отражаете.-: та служебных свойствах износостойких отливок. Внутри карби-.дных включений.довольно часто присутствуют компактные оксидные частицы .которые могут играть роль центров кристаллизации. Сказанное подтверждается тем. что после вакуумной обработки в структуре чу-гунов количество отдельных включений заэвтектичсюких карбидов хрома уменьшается в 2-3 раза при одновременном возрастании их размеров.

Исходя из полученных экспериментальных данных можно выделить достаточно широкий спектр подходов к управлению морфологией и размерами карбидных -члючений: введение элементов сильно влияющих на активность углерода, но не участвующих в формировании карбидов; легирование карбидов; нейтрализация примчеей. заметно влияющих на углеродный эквивалент сплавов; введение элементов-^скислктолей. Образующих центры заровдения карбидов.либо оксидные плены, меняющие морфологию и внутреннее строение карбидных включений; инокули-рование.

Однако возможности улучшения структуры хромистых чугунов Но ограничивается только *чзико-химическими методами улучшения морфологии карбидных включений.

В системе Ге-сг-с образуется- аномальная карбидная эвтектика. Поэтому глубокие пэреохлаадения зазв.тектических чугунов могут приводить к исчезновение первичных карбидных включений и образованию эвтектических структур с по! ленным содержанием карбидной фазы.

Сплавы, содержащие 14.2-23.6 % сг; 2.6-3.9 % с; 0.4-1.5 %

Оксидные плени вокруг карбидов хрома в заэвтектическои чугуне после раскисления 0,22 % алюминия

Рис. 4

Влияние Та к В? на температуру выдьленид карбида ниобия из никелевого сплава с 16 % С и 2,5 % С

Т,°С 1450

1400

1350

4 б 8 Ю f/b , %

I - влияние tfb ; 2 - Mb + 2 % Та ; 3 - f/b + 2 % К* . Рис.5

0.3-1.3 % Mo заливал;; в земляные формы и массшШе медные кокили диаметром 6-32 мм и высотой 100 мм. Скорость охлаадэния определяй™ записывая показания - вольфрам-рениевой термопары . размещаемой в центре образца с г. ¿ощыо быстродействующего потенциометра КСП-4. Температура сплавов перед заливкой составляла 1400 - 1450 °С .

С увеличением скорости охлаздения v уменьшаются расстояния между осями дендритов 2-го порядка, размеры выьочг-тий эвтектических и зазвтектических карбидов ао известному степенному закону.

С V t 1 з" « d ■ A CSD

Величины And меняются в зависимости от эвтектичности сплав« в то время, как значения показателе стэпени ш колеблется в относительно небольших пределах от 0.34 до 0.42 .

В, доэвтектических чугунах увеличение v вызывает не только из. мельчение структуры . но и повышает твердость металлической основы з литом состоянии . Зависимость эта носит довольнг слояный вид-

При скоростях охлаадения до 10 К^с наблюдается монотонное повышение ¿твердости . что можно объяснить увеличением концентрации углерода в аустените и уменьшением об змной дола продуктов перлитного распада в структуре чугуна.

Довольно резкое возрастание микротвердости основы приходится на интервал изменепия v от 10 до 200 К/с . Прл этих скоростях пре-' вращение аустенита р тлизуется по ОаздоЗМузпонному механизму. Металлическая основа по данным рзнтганоструктурного анализа представляет собой мартенси"1 с сильно искаженной раиеткой. ■

Размера эвтектических карбидов в быстроохлавденных чугунах становятся менее I к л. что обусловливает увеличение ударной вязкости i \ образцах без надреза с 50-70 до 200-250 кДе/м2 и ударно-

- ZI -

абр-r-.«г<ной стойкости отливок в 20-40 раз.

В заэвтектЕчвскас чугунах о уввлччокием v уменьшается объе-шгяя доля первичных карбидов хрома к к их средни?! разбор л. количественно ота изменения описываются следующими зависимостям.

К = С СЕ - 4.27 Э*С 32-12 LgV Э С :<

Lgd = Lßd - 0,70 - 0,34 \.rj- V + i Э С Г Г-

Р = о,es п = 24

Пря ДОСТКЖвНИЕ ВвКОТОрОГО Кр2ТРГЧ8СКОГО ЕЯЛЧе-ЛЯ ск-проот!* 0Z-

лахденпя заевтектичсскао xapörw i - структура хромистых чугуноп исчрзакл. Крпсгаллисапия сплавов г. отом случае* протекает ч сДл>с?и образования кзравновосгаи явтектЕг. Пгензхавджэ сгт-т.тупч обэсао-чиваят псмлгепго в носкалчсо раз асрязявгой стсйг.осте з в десятка раз ударно-аоразаьпой стойкости хромистых ч^туаов.

Реализовать высокие скорости ох. едлпуч пор;,тса 100 г/с удалось при получении дробемотгая лзгаток стадом тг.тк;од'<вл-1~ пием в медный кокиль на Подольском ялектрометаяи-пскеи запале. Это позволило увеличить срок службы наделяй с 5 30 грл двухсменной работе дрсоеметных камер.

Факт изменения структуры саэвтекгЕЧйскЕХ хрмжткх чутуйи,; 1.735 ускоренном охлаждении могло использовать для агоясмЕХ .лгиругчвс; олокэнтов. подавлягпуяс вкдалтаиэ ¡»агвтектячее.нлх кгрбзлэз хрс-'л.

Например, колачэство ниобия, иеооходкмоь «*яя эти иотм*

быть наклоне с 17очо!цьв следующего уравнения:

ty.Uh 1 = С СЕ - 4,37 :• н [ 7,3 - 2,7 ¡..¿CV * 1}] • С Я J Р = 0.9 n = 1S

Согласно этой зависимости можно либо уменьшать количество гн-обия в составе чугупл . либо снижать более, чем на порндл:; сгсо-

рость охлаждения для получения сплавов с эвтектической структурой.

Таким образом, воздействуя одновременно на^термоданамнческие и кинетические условия образования карбидов, можно весьма существенно улучшать структуру и свойства хромистых чугунов заэвтекти-ческого типа. а тага, вовлечь их в сферу производства оссбоизно-. состойких отливок.

Термодинамические характеристики реакций в жидких никелевых сплавах исследованы значительно менее полно.'¡ем в расплавах железа., Это в значительной мере относится к процессам карбидаобразо-вания. играющих вахную роль в формировании служебных свойств никелевых сплавов-

Исследования диаграммы м1-сг-с в области изменения концентраций углерода от 0 до 4.0? .1 хрома от 16 до 35 * позволили уточнить ее параметры. "Данная система относится-к эвтектическому типу в ней присутствуют: тройная и ряд двойных эвтектик- Кристаллизация спла-юв никеля.с 2.55 % с и более 22 % сг начинается с образования ка-•рбида СГ7С3- Температуры начала и завершения эвтектического превращения также .к^к и в системе Ге-сг-с возрастают с повышением концентрации хрома и снижаются под влияьием углерода. В никелевых сплавах с 19. % сг , содержащих свыше 3,2 % с в процессе кристаллизации происходит выделение тройной эвтектики, содержащей свободный графит, аустенит и карбида хрома. Используя справочные данные и результаты эксиериуштов нашли выражение температурной зависимости константы равновесия реакции образования СГ7С3 в никелевых расплавах:

7/3

1/3 Сг7Сэ * Т/3 I С. 1 + [С); !-ваСг ас - -6464/Т + 7,18 С 9 5

Хром, зходя в состав харопрочяых сплавов, не является основным карбидоооразукцим злемоптсм. Каровдяое упрочдотшз в еттх реализуется за счот частиц tic, мъс, нгс и фаз внвдрэния Оолёэ слссного состава.

Исследования параметров яраст^длязацил спл-воа Nt-cr-c-кь пока залч. что характер возд-^йства.'-! н/обпя г_а парамзтры крмсталдзза-ции заэвтактичвеких сшагов скотеии ki-сг-с адал'-ггадн тему . ко-

~ОрцЯ Наблюдала Б spOM2CV!.-y чугуЪНг. Э^С ПОЗВОЛИЛО ПО Ж<ШЙ9Ю1Г.,\1 температур лгдвздус сплавов с доСаг,ка:йх ниобия оцепить ого вляянея' да активность угдэрода. а такяо угочиать усрмодздаютессяе х&ре-ктррасиш: рзакдаш образования кос в ыишлэвнх расплзяах.

ЫЬС__. - ГНЫ Г С1 ; Le, Г_ f_ tNbJ» ГС] -SwO-'T ■ з,м i 10 э

ТВ. С г С

Равновесие" реакции образевегпя гарЗз;;а титана в азэтссч рикаяэ описывается мэдясивргз уравязняямк =

TiCTB = [Ti] + CCÍ ; Lfi fj." fTiK ITil«ICl » -7100/Г + 4,¿\ С ti 3

Значения параметров взаимодействия,явебходамно дет расчета коэффициентов активностей . определеннее из дате ДТЛ и диаграмм состо^гля. приводепы в табл. Я.

Отметим, что для повышения точности рао-чвтеа в разбавлоки.» растворах углерода нео^ходамо учитывать отклоиопие составов и~ Tic от стехиометрии. Сопоставление результатов расчетов тенператур выделения глрг>1»дов по уравнениям (10) и (II) с темпвре.тураня лек-

видус и солкдус ряда никелевых жаропрочных сплцрв поэво.яило разделить их ва доз группы- Первую групп;- составили сплавы, в которых соразование карбидов возможно на завершающих стадиях кристаллизации сплавов, когда в результате ликвации концентрации нь, ti, с а других элементов в жидкой фазе достигнут необходимого "'уровня. Сюда относятся сплавы ВЯЛ4. ДНК8МП, Я СЛ. 2С36 и др. о низким содержанием углерода. Во вторую группу вошли сплавы ЖС6У. ЖСЗДК. ЦНК7П. ЦНК21П и др. . где выделение карбидов может происходить па .начальных стадиях кристаллизации. В этом случае достаточно небольших переохлаждений, чтобы начался свободный рост карбидных »sue. -чений.

Несмотря на некоторую условность такого разделения сплавов по группам- оно .как будет показано ниже, оказывается весьма полезным дая прогнозирования результатов высокотемпературного воздействия.

В реальных жаропрочных сплавах довольно часто присутствуют сразу несколько элементов.образующих карбиды типа МО с близкими параметрами крас, аллических решеток.что обеспечивает высокую взаимную растворимость карбидов. В этс г. случае может происходить взаимное усиление карбздробразуюэдй .способности элементов, приводила к существенному повышению температуры выделения и изменению морфологии карбидах чао гид.

Замещение части itomob Mj на атомы Mg Ь карбиде типа МС сопровождаться увеличением энтролчи фазы внедрения. Одновременно с этим происходит замена связей М1-С на М2-С.которая в зависимости от сродства элементов к углероду г.окат сопровождаться увеличонзе: кли уменьшением те ил ru образования карбида- Образующийся самопро-пзволыг сложные карбид должен тлеть минимальную свободную энергию

Гиббса. Нетрудно показать.что состав такого карбида определяется следующим соотношением:

гхрЛ-а2/гт:>

n =--с 12 -

1 - ез.-рС01-аг^НТЛ

где о^ и о^ -мольные теплоти образования карЛ^оп • мольная доля 1-го карбида в £язо внедрения сложного сссгэра.

Согласно этой загиси»«остс. тзвс. ^ние второго «ле;,:ента с близким или большим сродством к углероду .чем у первого должно прим- . дить к образовании термодткамчэскя более устойчивого карбида. который будет выделяться пз расплава при более высоких темпераг/рах.

Расчеты но уравнения с 12),проведенные с использованием оч-^ вочгах данных .позволили встроить слэдулигг* ряд.-

V - Та - НЬ - 2- - 1!Г - Т1 .

в котором каждой из послодуадах г.чсконтоо спосос.чз.'^ пчеадт». V, Фрейде тгаа МС более 50 я ат. гтредн!\УЩ0ге элемента.

Рассмотренная модель предполагазт.ч".о карбгд,* образуз? совершенные растворы. Ее кепользованке позполяэт с помсы») термодата «I-ческих расчетов оценить состав и температуру выделе*.:.; кгрбид?2 "з расплавов. Ддя вычисления мозло_ воспользоваться о лежишь >г;азнс-нием:

::1 - С 1 + к2*2 С 13 3 где т1.к2, -константы реакций образования карбидов в расплав-; а ,а2 -активности карбпдообраэующях элементов; мольная доля карбрда МГС г> фазе слоетого состава.

Зная величину х нетрудно определить температуру образования первичных карбидов, подставив в соответствующее уравнение гон-

станты равновесия значения активностей г. рОидообразующих элементов.

На рис- 5 дано соспоставление рас. ^ных и фактических значений температур выделения карбидов в сплаве т-25хсг-4У.нъ-г,4,яс легированного нг и та. Введение эти элементов повышают температуру на-.чала карбидообразования. Наиболее существенное ее увеличение дает гафний. При этом эффективность малых добавок .заметно меняющих состав фазы внедрения и мало сказывающихся на активности углерода . оказывается наибольшей. Избыточное легированно сплавов гафнием вызывает появление в их структуре карбидов типов ( М )С и ( М )2С с кубической и гексагональной решетками . Включения типа '^С обнаруживали .когда сумма концентраций нь и 'Т превышала 8 . Появление карбидов с гексагональной решеткой должно увеличивать внутренние напряжения в структуре и снижать пластические и другие служебные свойства'жаропрочных сплавов.

При кристаллизации происходит значительная ли: зация т1.нг.ыь. с в жидкую фазу. Концентрации указанных элементов к концу затвердевания сплавов могут существенно превышать их средние значения. /

Поэтому желательного изменения формы карбидов можно достичь за счет малых (микродобавок) легирующих добавок. Оптимальным является увелчение температуры выделения карбидов на 5-10 °С выше начала эвтектического превращения. Более сильный сдвиг 60 приводит к появлению крупных (в десятки мкм) включений дэядритной формы.

Однако, как показали эксперимента. это не единственный механизм улучшения формы карбидных включений-

В жаропрочных сплавах фондируются карбидная и ивтерметаллид-ная эвтеггихи. Поэтому легированна элементами, понижающими температуру выделения гптерметаллидней эвтектики и относительно слабо

влияющими на условия образования карбидов, дает аналогичный эффект. Подобным образом ведет себя нкобий в сплавах, где сетоэныч харбидообразующим элементом является титан.

Выявленные закономерности формирования карбидных включеш-ь л высокохромистых сплавах на осноье железа к никчля чозмллли тить основные пути управления их иорфологзай легли в осногс ¡.'ГУ • теза новых сплавов и разработки технологий. шду«зяяя от-мезе,-; с повышенными служебный;; с?,<>!стк"-:'.;д.

воздействие рзм на. «ожмзакие литсг! стр^у-ры сплавов на железной и щкз/евой ОСНОВАХ

Высокая химичесияя активность Р?М б с.-чг.^лл с крзвзу в.-з-п?; растворимостью в тверда сплавах на о-яое.е и псгеход^мс ^г^./ент.--делают весьма привлекательным использование их в кас :твв до^-ч-о;; улучшающих литую структуру сплавов. Слелгог выделить ряг* лыга самостоятельных вопросов, касающихся эффективности аоздэРоч • вия РЗМ па параметры кргста/лпзацки сшв.еов. термодач^^гкк ье-го-действия с примесями . а такхз влияния продуктов отлх рэакцзгЧ '■>; процессы зародыиеобразовалия в металлических расплагах.

В экспериментах была исаолъ&ована большая грутгл РСМ (Дсшй. лантан, '¡разводим. неодим. иттрий. диспрозий >. которое Ргодк^-в железо, чистый никель, двойные, тройные я ологщелегировааныо сплавы различной степени частоты по содержанию углерода, хислсрода и серн.

В предварительной ссрии опытов было установлено .что с увеличением концентрации кислорс.пз от 0.002 до 0.87 % . сущэстр.ьгшо уке-

- ¿Й -

иьшается склоннссть никеля к переохлаждению. Сравлешю данных ДТА с равновесной дзагра?лмой состояния система N10 ,а также результатами металлографических исследований позволил установить, что в кидком никело при относительно невысоких порогревах (до 1500 °С) может присутствовать, как в растворенном состоянии.так и ввиде частиц ню. являэдихся актпвныш центрами зарождения кристаллов никеля. Относительно полная гомогенизация расплавов происходит после нагрева до 1700 °С и выше, о чем свидетельствуют глубокие переохлаждения никеля (свыше 70 °С). Установлено также, что сера в количествах до 0.6 % не оказывает заметного влияния на развитие пере-охл&здений.

Отдельную группу представляла эксперименты по выявлению возможностей оксидов алюминия и РЗМ эндо-и экзогенного пропсхоздешгя зарождать твердую металлическую фазУ- Не зависимо от природы включений А12°з и у2°з они оказались полностью инертными в отношена,! зарождения кристаллов никеля.

*

Однако при введении РЗМ в жидкие железо и никель содераащне кислород в расплавах могут формироваться оксидные включения переменного состава (Рис.6 >. обладавшие различной способность» к за-розденшо кристаллов металлической фазы. Это обусловливает слогшыП характер изменения переохлаждений в зависимости от количества введенного РЗМ (Р.!с. 7 >. Вид включений зависит от соотношения концентраций кислорода а раскислитоля. Включения, состоящее из оксида те глп N1 и оксида У или су возшп'лют. когда имеется дефицит раски-слптеля. Судя по округлой форке они первоначально находились в еи-даом состояния, а поело затвердевания- претерпели [заспад на две оксидны:, составляющих. Различная температура выделени шов самос-'

- 29 -

Оксидняе включения диспрозия в ликелэ с 0,10 % кислорода

К'

Ï? ... , б-

"С-*"!

• " ^ Î -*;1

"Л

■■X

л

Pre,' 6

а,s - огршыико г.>леэтралн; 6fr tí-<?»c>»e

излучени*; дяг.проэ'л; а,б - 0,10.« дчег'рошъ; s,!* -G,50h диспрозия.

Влияние диспрозия к . температуру начала кристаллизации ДТ и переохлаждение сплавов железа и никеля с кислородом ■

а - велеоо + 0Л6

б- никель + 0,05 % О

тоятелъную фазу определяет соответственно и температуру начала кристаллизации переохлажденного никеля. Если ае ввести РЗМ в заведомо больпих количествах, чем требуется для полного связывания , кислорода, то в сплаве формируются г.-злме отдельные Еклычения

или пуго3.котори но служат центрами для зарождения кристаллов N1 , имеющих ГЦК решетку. Несколько иная картина наб подается при рдгпи-сленш железа, где судя по асему г. феррит могзт крогздатьея на оксидах ГСМ.

Используя методику дг^ренцаалыг скатфукгч~й яалоришгрда

Оиля пайденл начальные теплоэыэ эффекты растворзяия V?.1, й частых по кислорода' и сере никелэ и железо (табл. 3 ), а такае з сгогвах Ре-о и N1-0 . различной степени окислшшссти. Анализ получэнныг даших пекззгааот, чте переход РЗМ в гвдхяе селсзо « нагадь я« приводят к заветному снижению их гпагачесчоК актпа-к-тз.

Тепловой ¡эффект рсачщга окисления РЗМ сущесзв^аво в

зависимости от состава образующейся оксидной Оигся^-м:;^- рас-

четных и экспериментальных значений твпяот раскол--лг. пь»

йлюдается . когда количество введзнаого РЗМ Пляс ко г. аесогодЕкому дтя полного свл?ь'вания кислорода.

Сера я отлично от кислорода, предтичеекг кэ элеяэ? ра гпра- . метры кристаллизации никаля. Обрарованяе сульфздов » г и;- ь шха левых расплавах обнаруживается при концентрация серы сзыка 0.1 % .

В реальннл никелевых сплавах, содержали* менее О.ОВ * 5 образование сульфидот РЗМ происходит, вероятно, на задертаюрдх стадам кристаллизации. Поэтому для снижения ее концегтращга необходима «лаковая обработка.

Полная нейтрализация кислорода добавками РЗМ гд;зыр<°зт сз.штнь

Таблица 3

Термодинамические свойства разбакзеншх растворов РЗМ в аидох железо и никеле

Растворитель Элемент Теплота растворения. КДЧЕ^МОЛЬ Изменение энтропии, кДзхмоль Коэффициент активности. хЮО

La 14,568 -0,040 13,30

Fe Ce 33,704. -0,040 13,40

Рг 51,657 -0,039 9,30

Dy 68,036 -0, 038 4,50

Ч 33,536 -0,038 19,40

Mi La Ce Рг Dy Y 62,140 50,066 67,026 07,504 47,739 -0,037 -0.038 -0,036 0, 034 -0,035 5, 45 0.93 4, 60 1. 74 13, 0

Таблица 4 •

Служебные свойства'разработанного свариваемого сплава 'типа ХН50МБВК/

• МПа с л, ■ ' Iffla S, % KCU, ЧЕяи* температура испытаний, °с примечания

3 10-1060 855-900 18-25 21-35 1,60-2,0 20 двухста-

760-850 620-680 14-22 31-35 700 дайное

600-670 52G-580 17-24 8-14 800 мсдифиц.

иттрием

еео-з ооо eio-eso 14-10 18-20 1.2-1,7 20 сварн-

600-Î330 500-550 10-14 0-12 8C0 шов

i 270-1310 1000-1020 10-12 10-12 0,0-11 -les

переохлаждения никелевих сплавав дТ.достигающих дэсятков градусов. Минимальные температуры.до которых переохлаждались бинарные сплавы Mi-рзм соответствовали температурам образования янтзрметаллидаых овтектик Ni - PSMgNiАналогичной эффект обнаружен в сплавах нз-коля с вольфрамом, ниобием, алюминием, хрсмом.железом, марганцем, молибденом.

Отметим, что в переохлажденном состоянии сплав" могут находиться длительное время (десятки минут) до тех пор. пока в результате внутреннего окисления не произойдет изменение состава и трансформация включений РЗМ.

Влияние легирующих•элементов на температур; образования эвтектики значительно слабее, чем на температуру ликвидус сплавов. Поэтому с усложнением составов сплавов происходит сужение температурного интервала, в котором можно изменять величину переохлаждения. никелевых сплавов с помощь» добавок РЗМ. Кроме того, как показала опыты с иттрием и диспрозием выделение РЗМдЖ^ может наблюдаться в интервале темпер ур затвердевания жаропрочных сплавов,. Другим весьма существенным ограничением использования РЗМ для управления процессом кристаллизации никелевых сплавов является присутствие в последних углерода .титана, гафния и ниобия . с кото-рыж РЗМ активно образуют фазы внедрения сложного состава.

С учетом этих обстоятельств применение РЗМ прл производстве отливок из никелевых жаропрочных сплавов представляется целесообразным для модифицирования неметаллических включений и карбидной составляющей, создания центров, на которых могут формироваться карбида . карботатрида и зарождаться пнтерметаллядная эвтектика. Кроме того, с помощью РЗМ можно, создавать at ;ьма низкие окислительны« потенциалы ъ системе металл-шлак, что является важной пред-

посылкой -для реализации глубокой десульфурации металлических расплавов.

СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ ТЕХНОЛОГИЙ ПРОИЗВОДСТВА ОТЛИВОК ■ .

ИЗ НИКЕЛЕВЫХ 'СПЛАВОВ • Требования к сплавам, используемым в ракетной технике, авиации и турбосиловых установках длительной эксплуатации заметно отличаются. Изделия ракетной техники.'работающие в условиях резких перепадов температур и повышенных динамических нагрузок относительно непродолжительное время, должны обладать повышенными пластическими характеристиками. Для отливок.применяемых во второй группе энергосиловых установок, более важными являются показатели гупгго-льной прочности при высоких температурах и их стабильность

Различия в составах сплавов и требованиях к изделиям обусловили особенности поисков наиболее эффективных технологических решений повышения служебных свойств изделий на основе выявленных общих подходов к управлению литой структурой.

Объектами исследования служили серийные сплавы с интермотал-лидным упрочнением (ЦНК8МП ЕС36. ЕСЛ750. ВХЛ14, свариваемый снлаз типа ХН50Ш5Ю. предназначенный для изготовления деталей, работающих при температуратурах от -234 до 800 °С) и сплавы с карбидэ-ин-терметаллидныы упрочнением ( ЗССЗДК . КС6У . 2С32 .Л21И . ЩЖ7И и ЦНК22П ).

Однкм кз направлений повышения свойств егьчазов язллотся глубокое рафинирование сплавов от серы и кислорода. а также модифицирования неметаллических включений. Этого можно достичь с помодью технологии двухстад^ной обработки РЗМ. На первой стадии под основным шлаком в открытой индукционпой печи проводят выплавку полупродукта. в которлЗ вводят 0.2-0.3 % иттрия. Особо резко снижается концентрация спрь в точзнда первых минут с момента до'Оавк»; v. Ела-

годаря низкому окислительному потенциалу системы . существенно возрастает сульфидная емкость шлака, что втечете 10 мин. плавки ■ позволяет снизить концентрацию серы до 0,0002-0.0008 % . Остаточное содержание ч в'заготовке находилось в пределах 0.02-0.04 %■

Вторая стадия приготовления связана с переплавом полупродукта в ВИИ . доводкой его по химсоставу и модифицированием малыми добавками иттрия, диспрозия или иттрий-скандиевой лигатуры.

В табл. 4 приведены результаты механических испытаний сплава типа ХН50МБВЮ ( А. с-1299153 ) . выплавленного в условиях НПО "Композит"."Энергия" и КБХА. Предложенная технология позволила существенно улучшить пластические характеристики нового сплава в широком диапазоне температур испытаний ■ Использование технологии для получении отливок из сплавов ВЖЖ4. Д1152. Л21И подтвердило ее универсальность. Технология и разработанный сплав были рекомендованы для изготовления литых корпусных деталей и арматуры силовых установок космических аппаратов.

Уменьшение размеров и улучшение строения карбидной фазы служит важным резервом повышения служебных свойств отливок из никелевых сплавов с карбидо-интерметаллидным упрочнением. Здесь следует выделить две задачи, с которыми сталкиваются на практике :

1. Непрогнозируемое появление в структуре крупных ( размером з несколько десятков (^л ) компактных карбидных включений.

2. Присутствие эвтектических карбидов с неблагоприятной морфологией.

Улучшения характеристик карбидной фазы мохно достичь за счет реализации глубоких перэохлаждений сплавов л.соответственно, существенного сокращения времени ее формирования при кристаллизации.

Воздействие модификаторов или перегревов приводит к трансформации неметаллических включений в металлических расплавах и исчезновении активных центров зарождения кристаллов г -фазы.

Исследования параметров кристаллизации большой группы гароп-рочных сплавов (табл. 5). проводили на оригинальной высоковакуумной установке ДГА . Скорость нагрева и охлаждения сплавов составляла 20 °С/мин. • Время выдержки при фиксированных температурах меняла ь пределах от 2 до 30 мин.

Высокотемпературная обработка начинает заметно сказываться на характере кристаллизации большинства сплавов после перегрева до 1650 °С и вьше. Так например .после выдержки при 1820 0 С в течение 2-х кинут сплавы КС6У, 5СЗДК. ЕСЗб. ЖСЛ 750 начинали кристаллизоваться ниже темпоратуры равновесного солвдуса.

Однако кратковременная обработка расплавов по вызывает стабильно ипрсохлавденкЗ из-за трудно предсказуемых изменении составов немйталлачзъшх ьклвчеЕЕ? в относительно коротки!? промежуток времени.

В сплавах с кал*л содержав« утлорода пврасхлаядвкия бозни-ка»г при оолее нимипс тзшоратурах и усиливаются с продолгатель-ностып выдардкн. ¡фактически отсуготьувт алвянлв ВТО? на параде ¡ры ярчеталляпаппк сплава ДШ1. где мсперсмонвс-упрочнякду.мк еазгаа ЯВЛЯЮТСЯ Нг 3СА1,!'ЬЭ Я КэС. . В ОЗЛьШ'ЛНСТРО ЗКСРйрй:.;;.1:Т05. сплачн с Еарйало-кнтврг4вта^тгдвим упроч ««¿см П8рйохлазу*ишсь только до те-кюратур чача та протекания карбвдаой реакции. Благодари глубоким П0;еохлажде.>л»ям аоелн Б'ОР происходят Измельчение . примерно, в 1.3 раза це.ьдатиой структуры сплавов и рагморов эвтоктпчсских Выдслочий.

Таоляпа 5.

Влияние высокотемпературной обработки на параметры кристаллизации никелевых яарссрочшх спчдвов и сталей

Сплав Т пр. Продолжит. Т нач. Т конца Переох-

втог. ВТОР, крлст.. крист-, лазд. ,

°с 1Г.Щ- °С 0 С °0

нсзда 1620 2 ■ 13-10 1280 0

1820 2 1260 1280 00

ЯС6У 1350 2 . 1340 1290 10

1820 2 1290 1290 60

::сзз 1600 5 1395 1320 0

1800 5 1355 1320 40

ЖС36 1600 5 1395 1330 10

1800 16 1310 1320 95

ЩГ(С7П 1600 5 1340 1280 0

1800 5 1295 1280 45

Щ5КЙМП 1600 5 1340- 1285 15

- 1800 5 1280 1282 75

1800 15 1272 1278 83

ЦНК21П 1600 5 1330 1270 0

1800 5 1280 1270 50

ЯСЛ750 1500 б 1360 1280 0

1800 10 1276 1278 84

Н8Н9БЛ 1600 5 1465 1390 0

1800 2 1422 1390 '43

В1Ш 1600 5 1438 1366 0

1750 ,2 1422 1366 35

35ХГСЛ 1800 2 1390 1366 48

Принципиальным является вопрос о механизме возникновения по-реохлаздений. а именно вызваны они высокотемпературной перестройкой расплавов или изменениями, происходящими с неметаллическими включениями. В последнем случае переохлаждения должны быть связаны термовременными параметрами диссоциации включений. Это подтверждают результаты опытов, в которых расплавы после нагрева до фиксированной температуры выдергивали в течение 2-30 мин. Особенно заметен этот эффект на сплавах без углерода . Влияние температуры проявляется в значительном сокращении времени, необходимом для достижения глубоких переохлаждений , что вполне объяснимо с позиций кинетики растворения неметаллических включений.

Отметим, что аналогичный характер возникновения переохлаждений наблюдали у сталей 35ХГСЛ. ВНЛЗ. Х18Н9БЛ и др. после порегрзвов до 1700-1820 °С. Во всех случаях это сопровождалось изменением составов оксидных включений.

Смещение начала кристаллизации в область температур выделения интерметаллидной эвтектики и ниже приводит к появлению в структуре сплавов от 5 до 10 у. об. избыточного количества "белой фазы" и заметному укрупнению ее выделений, что неблагоприятно сказывается на ¡эксплуатационных свойствах отливок (рис. 8.9). Так например.максимум жаропрочности сплава ЖС32 после 15-20 минутной выдержки находится при 1720- 1750 °С- Более длительное пребывание в области еысоких перегревов заметно снижало служобныо характеристики сплавов.

В производственны* условиях процессы изменения активности центров кристаллизации в расплавах трудно контролируемы. Поотому дате экспериментальный подбор оптимальных режимов проведения ВТОР не гарантирует стабильности свойств отливок из-за замотных колебаний

составов исходных шихтовых заготовок.

Данные полученные на НПО "Сатурн" показывают, что в процессе вакумно-индукционной плах л не происходит удалени - кислорода из сплавов. Более того прослеживается тенденция к увеличению его концентрации после проведения ВТОР до уровня 0.0035-0.0045 Ж.который не с 1тветствует требованиям современных международных стандартов (не более 0.002 %) .

Переход на массовый выпуск продукции общегражданского назначения и необходимость обеспечения ее высокой конкурентной способности потребовало внесения принципиальных изменений в действующую технологию ВТОР.

Карбидные включения типа КС часто формируются, как показал ми-крорентгеноспектральный анализ, на шпинелях с кубической решеткой, образуемых оксидами а12о3 . м«о и *2°3- Данные включения характеризуются высокой термодинамической устойчивостью и. повидаиму. способны сохраняться длительное время в сильно перегретых никелевых расплавах. На этих же оксидах возможно зарождение пнтерметал-лидов у2Н117, которые в свою очередь могут инициировать рост,кристаллов г-фазы.

Таким образом добавки иттрия в сплавы перед началом ВТОР должны ограничить смещение начала кристаллизации областью температур выделения карбидов или равновесной интерметаллидной эвтектики. Кроме того, комплексное раскисление расплавов аллхминием а иттрием . протекающее с образованием сложных оксидных фаз. в которых активности ^г^ и *г°з М0НЬШ0 ЧТ0, согласно термодинамике, должно . обеспечивать весьма низкие концентрации растворенного кислорода

Выделения нормальной и аномальной интерметалладной эвтектик в сплаве КСЛ750.

б

Рис. 6

с пертгреэ до 1600 °G: б

- перегрев до 1820 °С.

Подобранные оптимальные количества ? резгамы ввода иттрия позволили снизить концентрацию кислорода в яздолиях из сплавов ЩГК7П и 21П до уровня менее 0. . ЛО -I, ( рис.10 ) и стабилизировать показа тела жаропрочности на уровнях в 6-8 раз . превышающих технические требования.

Изделия из сплава ЛИИ работают . двигателях внутреннего сгорания с турбопадцувом при температурах свите 700

Проведенный термодинамический анализ с использованием зависимости (14) показал, что сплав пе очень удачно сбалансирован по составу. Выделен., о карбидов в нем прл кристаллизации может происхи-

л

дать в широком температурном интервале (рис. II). Из-за Лй'^лъпого свободного роста размеры отдельных включений ньс могут достигать 200 м?;.'. Применение ВТОР и модифицирования V. подавляющих центры зарождения г - фазы, дало незначительный эффект, поскольку сплав но переохлйядался ниже температуры начала карбидной реакции (на 10 -15 °С У

Альтернативным решением улучшения характеристик карбидной фазы является принудительное формирование включений с помощью ипску-ляторов. Однако создание стабильной технологии инокулпрования требует ответа на принципиальный вопрос, касающийся живучести в расплавах частиц фаз внедрения-

Проведенные расчеты с использованием известных соотношений диффузионной кинетики показали . что даже при невысоких перегревах вредя"лизни карбидных частиц колеблется от долей до нескольких се-котж

В' продвйрзталькых сериях экспериментов лигатуры, содержащие карбиды ниобия.в т.ч. .Самопроизвольно расна,.дюпгаесл на множество

Изменение сроднего размера включений ¡мтерыаталлидной в сплаве ЖСЗб от величины переохлаждения дТ

© /6 /и

е^/э

20 40 60 60 Т, °С

Рис, 9

Влияние кислорода на деятельную прочность сплаза ЩК7П яри температуре 500 °С и нагрузке 240 МПа

Рис. Ю

Влияние состаза сплава ЛШИ на температуру выделения карбилоз ниобия.

1 - легирующее элементы на верхнем пределе „\а химсоставу;

2 - легирующие элементы на ни ¡ем пределе по химсоставу.

может фрагментов, вводили в никелевые сплавы ЕС6У. ЖСЗДК . ВКЛ14. Ш7.74Н к ЛИИ- Плавки проводили в лабораторных условиях к на про-миаиюнных установках ВНИИСТАЛИ и КБХА г. Воронеж. Заливку осуществляли в керамические формы подогрэтыэ до 850-900 °С . Количество лигатуры выбирали таким образом . чтобы с ней поступало в сплав от 40 до 50% углерода в пределах допускаемых ТУ. Температуру введения лигатур меняли от 1520 до 1600 °С - Время выдержки сплавов до зал-ввки в форму варьировали от I до 15 мин-. Анализ структуры сплавов показал. что "кзогенные карбидные включения сохраняются б ¡¡гадких сплавах в твченсэ 15-17 млн. Это .по крайней мерэ.на два порядка превышает расчетные значения. В лабораторных опытах установлена непосредственная связь продолжительности растворения карбидных частиц с загрязненностью ш кислородом. Выделепил оксидных фаз пленочного типа вокруг растворяющихся карбидов в сплаве ,121И ¡ложно прослэдить на рис. 12 . Плеаы могут быт;-, привнесены с лигатурой, либо сформироваться в результате обогащения прилегающих к частвдо слоев карбгдооЗразущиии элементами ( тх. нь. иг и др. ) .которые являются сильными раскислителями. Данное обстоятельство предопределило значительное расхождение расчетных и экспериментальных данных.

Выявленный механизм растворения позволяет во кпогск- проясви-гь причины взаимосвязи свойств сплавов с предасторгвС шшетовл материалов-

Карбидные чшкуляторч вводили в сплавы лСЗДК, В£Л14 р лхш. Но-слс икскулированкя карЗидкяя ч-лза была представлена праимущостг.ено компаг.ткыки включениями средний размор. которых составлял 6-7 мкм. Результата механических испытаний показали, что прочность сплава

Таолипа 6.

Результаты испытаний сплава Лй 1й

номер плавки МПа <001, № Г, % % КСУ, МДЖ'Мг длительная прочность, час. температура испытаний. °С

027 990 870 8,0 16,0 0,28 - 20

027 1070 850 7, 3 11.5 335 750

028 1000 820 11,0 15.0 0,27 - 20

028 900 810 6,3 19.0 452 750

029 1140 840 6,7 12,4 0,25 - 20

029 940' 810 5.3 6,а 444 750

031 980 880 .6,3 13,0 0,24 - 20

031 103О 840 6,7 11,5 406 750

ТУ 1050 930 5.0 7,0 0,1-0,2 20

950 865 3,5 5,5 45 750

ВЗУП4 при температуре 20 °С возрасла на 12-16 х . а пластичность оказалась в 1.5 - 2 раза выше требуемого уровня ТУ . Существенный прирост прочностных характеристик после инокулирова-ния наблюдался при температурах испытаний 650 и 800 °С у сплавов ЖСЗДК и ВЖЛ14. Необычно высокие свойства при 800 °С показал сплав В1Л14Н (»в=900-. - 940 МПа. <5=14-19% . у=7.2-12.83; ).

Однако инокулирозанш не улучшает пластичности и ударной вязкости сплавов при 20 °С .а таюке не обеспечивает стабильности их sapoпрочности Одной из основных причин этого является дополнительное поступление кислорода с лигатурами. Возникает проблема, касающаяся увеличения живучести частиц ипокулятора в расплавах и дополнительного загрязнения их кислородом .

В значительной степени устранить это противоречие позволяет предварительное рафинирование сплавов с помощью двухстадийного модифицирования РЗМ . а такг;е использование лигатур с более низким содержанием кислорода.

Лучшие показатели жаропрочности сплава ЛИИ дало использование лигатуры следующего состава: 10-12 % нь. 2-2.Ъ% с, 3-4£ м, Ni- остальное-

Отметим.что добавки ai позволили сформировать самораспадающиеся карбиды Nbc в лигатурах на никелевой основе. ,

Результаты испытаний образцов сплава ЛЕ1И. полученных по дву-стадайной технологии модифицирования РЗМ в сочетании с инокулиро-ванием показали следующее (табл. 6 ) . При температуре испытаний 20 °С ударная вязкость оказалась на 25 * выше верхнего уровня по ТУ . Прочностные свойства сплава соответствуют требования ТУ . а при 750 °С существенно превышают необходимый уровень . Вдвое уве-

лягались относительное удлинение п сужение ■ Особенно обрашдет на себя внимание стабильно высокая длительная прочность сплава. Вместо 50 часов под на грузкой 600 МПа образцы простояли до разрушения в 7-9 раз дольше и. в рядо случаев .были сняты с испытаний неразрушенными.

Таким образом разработанные технологии модифицирования V в сочетали с ВТОР и инокулпрованием п^воляют многократно повысить уровень и обеспечить стабильность-служебных свойств отливок из пи-келевых жаропрочных сплавов.

РАЗРА1 ГКА СОСТАВОВ ВЫСОКОХРОМИСТЫХ ЧУГУНОВ И ПРОМЫШЛЕННОЕ ИСПОЛЬЗОВАНИЕ ИЗНОСОСТОЙКИХ ОТЛИВОК

Отливки из белых хромистых чугунов могут подвергаться воздействию абразивного, ударно-абразивного. .гидро-абразивного и коррозионно-абразивного износа. В реальных условиях часто : асут-ствуют сразу несколько видов износа. Разнообразные требования к эксплуатационным и технологическим свойствам изделий обеспечивали за счет изменения в составов чугунов без учета вопросов их плавки и кристаллизации. Довольно часто введение различных легирующих и модифицирующих добавок продиктовано соображениями коньюктурного порядка пли необходимостью обеспечения патентной чистоты зздолзЯ.

Необходимость повышения свойств износостойких отливок обусловило проведения исследований, позволивших систематизировать особе-ности поведения легирующих добавок и примесей в высокохромнстых чугунах доэвтектических составоз.

Легирующие элементы били разделены на четыре группы. ■Первую группу представляли N1, си. Со, не участвующие в образовании кар-

бидов. Во вторую вошли слабо карбидообразующне элементы; мо и мп. В третью - V, мь, Т1. Четвертую группу составили нив.

/Влияние первой группы элементов на параметры кристаллизации в структуру чугунов относительно слабое. Зависимомть твердости сплавов от содержания в них N1 и си носит экстремальный характер. Максимум наблюдается при введении их в количестве около 1-2 %.

Молибден существенно расширяет температурную область эвтектического превращения. Такле как. и в заэвтекичесхих чугунах мо формирует эвтектику мо2с-г ■ Марганец весьма существенно повышает температуру и расширяет интервал выделения аустенита при концентрациях свыше 4 %■ Интересно отметить, что характер воздействия мп и мо на структуру доэвтектическжх чугунов противоположный тому, который наблюдали в заэвтектическит сплавах. Наиболее эффективно повышают твердость чугунов добавки 1-1.5 % мо. До концентрация 1.5 -2.5 % марганец накапливается преимущественно в карбидах, замещая в них келазо. Дальнейшее повьшеаае содержания Мп сопровождается гакоплонаем его в металлической основе .увеличение« дола остаточного ауствягта в структура чугунов. Поэтому воздействие м.1 на твердость сплавов после Згоалки носит экстремальный характер. Добавки V до 6 % и нь до 2 % расширяют темпоратурдый интор-эвтектического превроцзная за счет зыдоленая в конца затвердевания чугунов эвтокткчеекдх карбидов су.сгзс и соответственно ньс. Вг-тю указанЕих г.оядонтрд^ий ати элемопты образуют первичные карби-ЛЬ! в расплавп. Соекзствоо легированно мь и '>' способствует появлению ьклечэнкй смь.узс при концентрациях значительно меньших выша-укАзаниих.

Как отмечалось выше, тйтзя в количество до 0.5 Ж реагирует

преимущественно с растворенным азотом. При этом происходит относительно небольшое уменьшение объемной доли карбидов в структуре чугунов .Большие добавки ti вызывают выделение компактных включений tic из расплава, уменьшает объемную долю эвтектических карбидов хрома. Получить структурно однородные отливки из сплавов, содер-жащиу более 1.5-2.0 % tí.весьма сложно из-за интенсивного всплытия частиц tic и образования ими крупных скоплений.

Полученные данные показывают, что характер влияния сильно ка-рбидообразуюлшх элементов па формирование структуры хромистых чу-гунов является прогнозируемым с позиций термодинамики. Однако воздействие на металлическую основу их заметно различается, при низких концентрациях*Титан и ванадий до 0.5 -1.0 % связывая частично углерод повышают полноту протекания мартенептного превращения, что способствует увеличению твердости чугунов. Дальнейшее повышение их концентраций вызывает ферритизацию металлической основы и i лводат к снижению твердости и износостойкости. Ниобий, при содержании его до А% монотонно повышает твердость металлической основы.

В процессе выплавки и заливки хромистых чугунов происходит неконтролируемое насыщение азотом из атмосферы воздуха. Он значительно сильнее углерода увеличивает эвтектичность сплавов. По-вышоиие inj в коррозионностойких чугунаг и доэвтектических чугу-нах. работающих в условиях ударно-абразивного износа можно рассматривать как положительный аффект, поскольку азот является эффективным заменителем ш, cu н мо.

Однако для наиболее часто используемой номенклатуры отливок с эвтектической структурой наличие азота является фактором деста--билиоации свойств. Так например, отклонение по углероду в составе

сплава ка 0.2 % мохет в 1.5-2 раза сократить срок слузбн дробемет-ных лопаток. Такой же эффект даэт переход в.сплав около 0.05 % н. Поэтому в высокохромистые чугуны следует вводить небольшие дооавки Т1 пли гг. связывающих азот в нитриду, либо ыь и мо, препятствующих выделению заэвтектических карбидов хрома.

Бор сухает температурный интервал выделения аустенита и активно . как показали результаты активациокного анализа, участвует в формировании карбидов хрома. Добавки в смешают составы доэвток-тичоских чугунов в заэвтактическую область : Установльно.что бор резко замадяяэт процесс кристаллизации. При постоянстве внешних условий теалсогвода это создает условия для развития большего числа центров зарождения кристаллов, в результате чего структура чугунов резко измельчается.

Исследования поведения чугунов ь коррозиоЕмюактивных и корро-зионно-аОразивных средах позволили выявить ряд интересных особенностей. Переход сплавов в пасьвноз состояние реализуется при соотношении 1СП/СС) > о-9 и зависит от присутствия в их составе других карбидооОразующих элементов. Анодное активирование в хлоридпых средах, моделирующее рлзьитгз нитингозой коррозии показало.что из -за дефектного строения защитной пленки, обусловлзнного присутствием карбидов . процесс химического ра?азр>лшния поверхности чугунов быстро делакализуотся. Поэтому применение деталей из хромистых чугунов в средах.провоцирующих питингевую коррозию.оказывается более надежным, чем коррозаонностойких-сталей. Безусловно плотность тока в условиях полкой пассивации у хромистых чугунов в растворах сильных кислот па 2-3 выше.чем у стали Х18Н10Т. Одаако в потоках коррозионлоактивных срод. содержащих абразивные частицы легко раз-

рушаюших пассивационные шюнкз . преимущества сталей исчезают. В процессе экспериментов, удалось синтезировать ряд коррозионностсй-ких чугунов с улучшенными служебными и технологическими характеристиками. Одип из сплавов (A.c. II86683) на столько быстро переходит в пассивное состояние , что на поляризационных кривых отсутствует петля активного растворения.

выявленные закономерности изменения структуры и свойств высокохромистых чугунов при легировании позволили осуществить целенаправленный синтез сплавов с заданными свойствами для изготовления износостойких отливок. При этом наряду с термодинамическими расчетами использовали, базы данных о коэффициентах износостойкости. коррозионных характеристиках чугунов. соотношение Маратрея я уточненную формулу углеродного эквивалента СЕ. которая применима для чугунов. содер-тлщих до 30 % сг .

СЕ = tMCi + о,31у.5±+у.р: + o.4CS] + 2[;<вз + иу.м -- 0,03[*Мп) + о, 07[JiNi+5iCu+^Co3 + 0.05t*Cr] [ J

Для чугунов доэвтектичгского состава с большим содержанием хрома формула не дает точных результатов, что связано с изменением коэффициента распределения хрома мэзду металлической твердой фазой я расплавом, а также появлением в структуре карбидов типа М23С6 .

Разрабгтапнне новые сплавы с улучшенными служебными и технологическими характеристиками, внедрены для изготовления широкой номенклатуры износостойких отливок на ПО "Автозил". заводах "Борец". ЦРМЗ Мосэнерго "ЗВИ".ПО "Кемеровоуголь" . заводе "Металлист" в г. Вольске. Подольском электромеханическом заводе ш ряде других предприятий.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ I- В работе осуществлено теоретическое обобщение и экспериментальное исследование физико-химических закономерностей процессов легирования, модифицирования п рафинирования износостойких высокохромистых чугунов. сталей и никелевых яаропрочных сплавов, развиты научные основы методов управления литой структурой, разработаны и внедрены высокоэффективные технологии получения отливок, новые износостойкие, коррозионяостойкие и жаропрочные сплавы с улучшенными служебными свойствами.

2. Выявлены закономерности формирования карбидных фаз типа м?с3. ¡•с в жидких и кристаллизующихся сплавах на основе систем Fe-cr-c и Nt-cr-c, позволившие систематизировать и дать теоретическое обоснование целесообразности применония различных методов управления морфологией и размерами карбидных включений при решении конкретных технических задач. Влияние элементов с малой растворимостью в фазе внедрения данного типа проявляется поимущественно чероз измапение активности углерода. Поэтому для повышения износостойкости белых чугунов за счет увеличения в вх структуре доли карбидов типа НуС3 разветвязнпой $cpv,и в состав заовтектЕДческих сплаьов целесообразно вводить нэ.нь a ti. Добавки элементов г примесей. учззтвумпах в формарованаи карбидной фазы, повышают температуру выделения ее из расплава. Пароход от эвтектических к компактным клрбидным еклв-чэттг.ям типа te в якюштих ешэзаг обеспечивает лвгврование (кик-ролзгкровапко) Ti, нг, и.,, рзм . Получен ряд термодинамических даты/ и ьксперикэнталышх завЕсямостей. позволявших определять оптимальнее легаруадаэ добавки.

3. Важную роль в процессах зарождения твердой металличоской к ка-

рбиддаой фаз при кристаллизации сплавов на основе железа и никеля играют оксидные включения. Экспериментально показано, что оксиды л12о3 . y2o3 • °у2°э -а та»:г:о 1разуе«ые ими фазы являются инакти-вными при зарождении кристаллов тверди никелевых растворов. Ене-сте с тем па этих включениях успешно реализуется зарождение пптер-металлидов и карбидов. Активное зарояденпе твердых никелевых растворов происходит на включениях nío. РЗМ в зависимости от соотношения мезду концентрациями их и кислорода формируют в сплавах полоза и никеля оксидные фазы переменного состава с различными температурами выделения из них твердого оксида металла основы. Изменяя состав оксидов с помощью ИМ мояно реализовать устийчивые глубокие (в несколько десятков градусов) пероохлаздения пидклх никелевых сплавов. и таким образом активно управлять формированном литой структуры.

4. Па основании экспериментальных исследований и теоретических расчетов выявлен механизм воздействия высоких перегревов на структуру п слуяебпые свойства шишлевых жаропрочных сплавов и сталей . ВТОР способствует ускоренному растворению и измепенпга в злдких сплавах включений . служащих подлозкамл для зарождения кристаллов •5-феррита, j-тфазы и карбидов, вызывая при кристаллизации глубокие переохлаждв1...я и. связанные с ними, изменения литой структуры. Сплавы с интерметаллидным упрочнением SC3S.SCJI650. ЦНК81Ш легко переох-лаздаются mise тепер .туры солидус. Максимальная величина переохла-адений жаропрочных сплавов с карбидо-иптерметаллидпкм упрочнением 5С6У. ЖСЗЗ. ЦНК7 и 21П, ЛЯШ. НСЗДК котроляруется тегаоратурой начала протекания карбидной реакции в расплаве . - Однако длительное-пробивание в перегретом состоянии, приводное к существенному из-

мвнению оксидных включений, провоцирует более глубокие переохлаждения. появление в структуре грубых выделений неравновесной интер-металлидной эвтекики и ухудшение эксплуатационных характеристик сплавов. Избежать этого позволяет модифицирование иттрием да или после проведения ВТОР.

5- Важным резервом многократного повышения служебных свойств отливок из хромистых чугунов является охлаждение со скоростями порядка IO3 - I03 К/с .обеспечивающее получение аномальных эвтектических структуру сплавов с углеродным эквивалентом > 4.3 X. Получены зависимости для расчета критической скорости охлаждения Укр.. Дополнительный эффект ускоренного охлаждения связан с получением высокопрочной мартенситноВ металлической основы в литье. Легирование Ьь и но , препятствующих выделению первичных карбидов хрома, снижает более, чем на порядок значения VKp.. что позволяет реализовать в промышленных условиях производство отливок с повышенной в несколько раз абразивной и ударно-абразивной стойкостью.

6- Проведенная оценка эффективности использования различных РЗМ дяя рафинирования и модифицирования никелевых сплавов на основе теоретического анализа и экспериментальных данных, позволила установить. что наиболее перспективными в этом отношению: являются РЗМ иттриевой группы. Установлено, что capa в отличие от кислорода связывается РЗМ в неметаллические включения только'на заключительных стадоякристаллизация никелевых сплавов. Вместе с тем. раскисление РЗМ совмешэнное со злаковой обработкой позволяет получать сплавы, содержащие менее O.OOI S s. с высоким уровнем пластических характеристик в области температур от - 254 до 800 °С.

?■ Существенное влияние на морфологию размеры и кинетику растворе-

ния карбидных включений оказывают растворенный кислород и его соединения. Экспериментально показано, что оксидные плены, формирующиеся в результате взаимодействия с растворенным кислородом карби-дообразующих элементов. . .öo вследствие выделения на поверхности карбидов продуктов раскисления, резко замедляют скорость растворения частиц фаз внедрения. Длительность этого процесса исчисляется мину ами. что служит важной предпосы; сой эффективного использования инокуляторов. содержащих карбиды, нитриды и кагjонитриды. для повышения служебных свойств жаропрочных сплавов.

8. Исследовано и систематизировано влияние большой группы легирующих элементов ьа параметры кристаллизации .структуру, коррозионные характеристики и износостойкость высокохромистых чугунов а карбидами типа м7с3 до и заэвтектических составов. Предложен ко-«сальк-сный подход к выбору оптимальных составов сплавов, на основе использования термодинамических данных и ряда экспериментальных зависимостей. Разработаные износостойкие чугуны и способы получения из них отливок, позволили в 2-10 и боле раз увеличить срок службы деталей и механизмов, эксплуатируемых в условия абразивного, ударно-абразивного и коррозионно-абразивного взноса на ряде предприятий топливно-энергетического комплекса, металлургии, цементной промышленности и в литейных цехах машиностроительных заводов.

9. Разработаны высокоэффективные технологии с использованием РЗМ. инокулирования карбидами.а также всокотемпературной обработки расплавов, позволившие существенно повысить пластические, прочностные сойства ряда жаропрочных сплавов в игроком диапазоне температур от -364 до 850 °С . а также стабилизировать их Длительную прочность на уровне в 6-9 раз превышающем технические требования. Технологии

обеспечивают высокую степень чистоты сплавов по содержанию серы и кислорода (I э).с о;<0.0010%) . превышающую требования меядународпых стандартов ■ Внедрение и опробование этих технологий осуществлено при изготовлении поли-и шнокристаллических отливок из никелевых каропрочных сплавов и сталей в условиях НПО "Энергия". ВНИИСГАЛИ. КБХА г. Воронок. НПО "САТУРН".

Основные полоаения диссертации опубликованы в следующих работах :

1. Романов Л '1.. Сардов А-А. .Денисов А. Я. и др. Влияние высокотемпературной обработки на параметры кристаллизации николовых сплавов // Изв- ВУЗов. Черная металлургия. -1993. 7.

2. Романов Л. М.. Сардов А. А. . Козлов Л. Я- Влияние высокотеыпера--'.•рно.й обработки на параметры кристаллизации слоетолегированных никелевых сплавов // Республиканская научно-техническая конференция. Физико-хнмия металлических и шлаковых расплавов. - Екатеринбург: УГТУ . -1993.

3. Романов Л- М- . Козлов Л. Я.. Пивавва О- С. Кодифицирование карбидных включений в слоанолегированных никелевых сплавах//Цветныэ металлы. - 1989. -¡а 2.

4. Козлов Л. Я- Романов Л. К. Модифицирование никелевых сплавов // Цветные металлы. -1988. -№ I •

б- Козлов Л. Я . Романов Л. И. Влияние неметаллических включений на свойства металлопродукции // Сталь. -1992. - № 7. 6 Козлов Л. Я. . Романов Л. М. .Шустров А. Ю- Особенности неравновесной кристаллизации сплавов на основе железа // Сталь. -1988. -КЗ. 7. Козлов Л. Я.. Романов Л- М- . Хадки А. Комплекснолегированные белые износостойкие чугуны //Повышение служебных свойств высоколегиро-

ванных льтих сталей я чугунов. -М.: Сб. -Знание. КСР. -1987.

8. Романов Л. М.. Святая А. Л.. Хлдеч Л. Термодинамические осооеняо-

сти образования каро:да \..<обая в расплавах железо-хром-Углерод // Изв. ВУЗов. Черная ¡металлургия. -1907. -К? I.

9. йозлов Л. Я..Романов Л- М..Бакалярсв В.М. Влияние V, нь, та на криг~тллиза1щю и .макроструктуру хром.- -тих чугунов// Литейное производство. -1987. - 15 2.

10. Влияние термической обработки хромистых чугунов на их пподпью характеристики в коррозионно-активных средах/ Роисова Е. В.. Бару Р. Л. . Романов X М. и др. // Противокоррозионная защита в химической промышленности. - И.= НШТЭХИМ. - 1985. -- С. 26-32.

II.Особенности анодного активирования хромистых чугунов в хлорид: чх сродах / Л. М. Романов. Р. Л. Бару, А. М. Розенфельд и др. // Защита от коррозия в химической промышленности. - М. = ШИТЭХИМ. -1587. - С. 7-13.

12. Коррозиошю-эрозионноэ разрушение хромистых чугунов в растворах сорной кислоты/ Савян О-В. .Романов ХМ. .Бару Р.Л. . Старосветский

Д. И. // Защита от коррозии в химической промышленности. - М-: НШТЭХИМ. - 1988. -"'С. 12-16.

13. Рожкова Е. В. .Романов О- М. .Козлов Л. Я. .Романов Л. М. Влияние ме-талличоской основы па износостойкость хромистых чугунов// КиТОМ. -1986. -116.

14. Козлов Л. Я., Рсмалов Л. М.. Шустров А. Ю. Влияние диспрозия на кристаллизацию никеля// Изв. ВУЗов. Черная металлургия. -1985. -!з I.

15- Влияние структуры моталличосадй основы на прочность хромистых чугунов/Юрасов С. А-.Козлов Л. Я..Роганов ХН. и др. // МлТСМ. -1581' - (,') 7.

16- Прогнозирование свойств хромистых чугунов па основе использования углеродного эквивалента /ШоОолов Е-В- .Козлов Л-Я. .Романов Л.К. Е ,1р. // МиТОМ- -1904. - & 7.

IV. Козлов Л. Я. .Романов Л. М-. Рожкова Е. В. и др. Свойства хромистых чугунов в стдаом и твердом состояниях // Литейное производство. -1983. - (6 6.

18. Рожкова Е. В- .Романов Л. М- .Козлов Л. Я. .Романов О. М- Влияние карбидов на износостойкость хромистых чугунов. - М. : , ЩШТЭИТЯЖМАШ. -1981. - № 14-81-19.

19. Рогкова Е- Ь. .Романов Л. М. .Козлов Л- Я. .Романов О. М. Износостойкость хромистых чугуноз в зависимости от скорости охлаждения, -м.:

1ЩИИТЗИТЯ5ЫАШ. - 1981. - В 14-81-30.

20. Романов Л М- .Шустров А- Ю. .Козлов Л. Я Влияние серы на оффекткв-п^ть модифицирования никеля РЗМ // Кзв. ВУЗов- Черная металлургия--1985. 7.

21-Романов Л. М.. Шустров А-Ю-. Козлов Л. Я. Взаимодействие РОМ с серой в падком ейкслз// Четвертая; республик, научно-техническая конференция. Неметаллические вклвчония ц-газы в литейках сплавах. -Запоро. жьо -1985.

22-Козлов Л Я.. Романов Ч !'.. Шустрог А. Ю Раскисление келеза и каг.оля кахродобавкакс РЗМ// Четвертая республик, научно - техническая конфвревдая- Неметаллические; вкличинкя и газы в литейных сш&вах. -Запоро :*ье. -1585.

23- Шустров А. Ю-. Козлов Л. Я.. Романов Л М. Кристаллззация никеля при модафицированан РЗК// Рвспубл. конференция. Поиышенае оффактивности литейного производства z качества литья. -Ордаоникидза.: -1985.

24 Козлов Л. Я- . Рокзнов Л- М.. .с;устров А-Ю. Механизм модифицирования

никелевых сплавов //VII Всесоюзн. научная конференция. Новые высокопроизводительные процессы, высококачественные сплавы и оборудование в литейном производстве. - Каупас. .■ - 1986.

25. Романов Л. М.. Бякаляроз В. М.. Козлов Л. Я. Управление структурой белых износостойких чутуноз/Л'11 Есесотан. научная конференция. Новыо высокопроизводительные процессы. высококачественные сплавы и оборудование в литейной производстве. - Каунас.: - 1986.

26. Романов Л. м. Пути повышения свойств отливок из высокохромпстых чугунов// Научно-техническое республ. совещание. Повышение производительности труда, экономия гдтермальных п энергетических ресурсов в литейном производстве. - Барнаул.: - 1986.

27. Романов Л. М.. Солдатов В. А.. Сироткин е. А. Особенности растворения тут оплаьк/х частиц в раснлаваз па осново гeJ га// Изв. ВУЗов. Черная металлургия. -1991. -В II.

28. Романов Л. М. . Юсфпп Ю. С. . Связен А. А. Десульфурацил чугуна до-меиными шлаками.содержащими оксиду РСМ// Изв. ВУЗов. Чорная металлургия. -199. 7. '

По работе получены авторские свидетельства:

1. А. с. 1494554 СССР. Модификатор для никелевых, жаропрочных сплавов. С 22 С 35/40 / Романов Л.М.. Козлов Л.Я. .Катаев 0.Б. а др. 15.03.89. (ДСП).

2. А. с. 1299153 Сплав на основе никеля. С 22 С 19/05 / Катаев 0. 3. . Романов Л. М. . Козлов Л. Я. ч др. 22. II. 06. (ДСП).

3. Д. с. 307408 СССР./Катаев 0. В. . Андрианов Н. Н.. Рожнов Л. М. и гр-20.03.89. (оаггрещепо к опубликования).

4. А с. 305352 СССР. / Катаев 0. В. .Козлов Л. Я. .Романов Л. М. п ДР-

01.12. 89. (запрещено к опубликованию).

5. А. е.. 1553568 СССР. Чугун и способ его получения. С 22 С 37/05 / Рсжкова Е. В.. Дербасов Л. Ы. . Рожнов ХМ. и др. 01.12-89.

6. Л. С. 96Ш97 СССР. С22 С 27/10. Чугуп / Романов О.М. .Роакова Е.В. . Дерйасов Л. М. н др. 21. 05. 82.

7. А. с- 1405976 СССР. Устройство для быстрого охлаждения металлк-ч&сгап частиц. в гг f о/ю / Вербов Н. Е. .Шустров А. Ю. . IIjskob

Б. В. . Романов Л. М. 01. 03- 88.

8. А- с. I03SP44 СССР. Способ получения деталей из высокохромистых чугунов. в 22 D 27/04 / Рожнов 0. М. .Рожкова Е. В- . Романов Л. М. . Козлов Л. Я. 10.05.83.

9. А. с- 1070932 СССР. Литейный жаропрочный сплав на основе някзлн С 22 С 33/51 /Козарь Б. И- .Козлов Л.Я- . Розанов ХМ. и др. 01.10. 83. (ДСП).

ю. А. с. 1025749 СССР. Износостойкий чугун. С 22 С 37/06 /Рожкова Е. В. .Романов 0. И. .Козлов Л. Я. .Романов X М. л др. 01- 03. 83.

11. А. с. I0796C5 СССР. Чугун. С 22 С 37/03 /Рожкова F,. В. .Романов О. И. .Козлов Л. Я. .Романов Л- М и др. 15. II. 83.

12. А. с- 1186633 СССР. Чугуг. С 22 С 37/Об /Рогкава Е. В. . Романов О. М- .Кослов Л. Я. .Рожнов Л. М- р. лр- 22. Cjti. 85.

13. А. с. 1066014 СССР. СдрсоО оярэделвния теплоты образования сила вов. зм n 23'ог / Романов Л. й-.Козлов Л. Я. .Роаковг Е в.. Романов O.K. 22.07.83

1'4. А. с- 1166078 СССР. Способ определения прочности сплавов нз основе какеля. в гг d гт/ог / Козлов Л.Я .Романов Л К. .Рожкоза И- е. ц др. 01. 03. 85.

1о- А- с. ij97i63 ссср. Износостойкие сплвв на основе желоза. с 22

С 30/36 /Романов Л. М. .Роккова Е.В. .Козлов Л Я. и др. 08.08. Вб. 16. А. с. I-10I7I4 СССР. Способ получения отливок пз пикелзвых сплавов, в гг d 27/07 / Ром£. ов Л. М. . Шустроь А. О.. Козлов Л. Я. 08. 02. 88.

МОСКОВСКИЙ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ

Ленинский проспект, д, 4 Заказ Z5G Объем Тираж -100

Типография МИСиС, Орджоникидзе 8/9