автореферат диссертации по металлургии, 05.16.04, диссертация на тему:Разработка технологии получения комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов функционального назначения в литом и термообработанном состояниях

На правах рукописи

БРИЧЕНОК АННА СЕРГЕЕВНА

РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ КОМПЛЕКСНО-ЛЕГИРОВАННЫХ НИЗКОУГЛЕРОДИСТЫХ БЕЛЫХ ЧУГУНОВ ФУНКЦИОНАЛЬНОГО НАЗНАЧЕНИЯ В ЛИТОМ И ТЕРМООБРАБОТАННОМ СОСТОЯНИЯХ

05.16.04 - Литейное производство

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Комсомольск-на-Амуре - 2005

Работа выполнена в лабораториях кафедры «Литейное производство и технология металлов» Тихоокеанского государственного университета и Института материаловедения ДВО РАН

Научный руководитель: кандидат технических наук, доцент Э X Ри

Официальные оппоненты' доктор технических наук, профессор В В Петров (г Комсомольск-на-Амуре)

кандидат технических наук, доцент В Ф Иваненко (г. Комсомольск-на-Амуре)

Ведущая организация. Институт машиноведения и металлургии ДВО РАН (г. Комсомольск-на-Амуре)

Защита состоится « 25 » ноября 2005 года в 10 часов на заседании диссертационного совета 064 70 02 Комсомольского-на-Амуре государственного технического университета по адресу 601013 Комсомольск-на-Амуре, пр.Ленина 27, КнАГТУ

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО «КнАГТУ»

Автореферат разослан « 24»октября 2005 года

Ученый секретарь

диссертационного совета В. В. Иванов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Белый чугун все более широко применяют как материал для деталей машин и механизмов, подвергающихся интенсивному изнашиванию, окислению и коррозии, хотя традиционно относили его к хрупким и низкопрочным материалам, что существенно ограничивало области его использования. Достигнутые в последние годы успехи в области легирования и термической обработки белых чугунов значительно меняют наши представления об их свойствах и возможных сферах применения. Современные белые чугуны - сложнолегированные многокомпонентные сплавы, различные по структуре и специальным свойствам. Они представляют собой отдельную группу промышленных чугунов, при затвердевании которых формируется карбидная и иная интерметаллидная фаза. Именно они, в большинстве случаев, определяют специфические свойства белых чугунов в литом состоянии.

Несмотря на обилие литературных данных по оптимизации составов комплексно-легированных белых чугунов функционального назначения с различным углеродным эквивалентом, достаточно и систематически не исследовано влияние легирующих элементов на строение жидкой фазы, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные (жаростойкость, износостойкость и коррозионностойкость) свойства низкоуглеродистого белого чугуна в литом и термообработанном состояниях.

Актуальность работы, которая выполнена в рамках Гранта (№6/98 ГР; 01.01 1998-01.01.2000 г.г.) «Исследование некоторых структурно-чувствительных параметров чугунов и установление связи между их свойствами в жидком и твердом состояниях», в рамках тематического плана по единому заказу-наряду Министерства образования РФ «Исследование и разработка комплексно-легированного низкоуглеродистого белого чугуна»(01.01.2003-01.01.2005 гг) и «Исследование влияния легирующих элементов на фазовые и структурные превращения в комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунах» (с 01.01.2005 г.), определяется важной хозяйственной задачей повышения качества и свойств специальных комплексно-легированных белых чугунов

Цель работы заключалась в исследовании влияния карбидообразующих легирующих элементов на строение расплава, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства и разработка на этой основе комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов функционального назначения в литом и термообработанном состояниях

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1. Исследование влияния легирующих элементов (Сг, ЧЧ, Мо, Мп, V) на строение жидкого чугуна методами гамма-проникающих излучений и термического анализа.

2. Исследование влияния легирующих элементов (Мо, \Л/, Сг, V, Мп) на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические (плотность, электро- и теплопроводность, твердость НЯС и микротвердость) и эксплуатационные (жаростойкость, коррозионностойкость, износостойкость) свойства низкоуглеродистого белого чугуна в литом состоянии.

3. Элементно-фазовый и рентгеноструктурный анализы легированных чугунов.

4. Исследование влияния термической обработки на структурообразование, твердость и износостойкость легированных чугунов и разработка оптимальных температурных режимов термообработки для достижения максимальных твердости и износостойкости

5. Исследование комплексного влияния легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого белого чугуна в литом и термообработанном состояниях.

6. Оптимизация химических составов комплексно-легированных низкоуглеродистых хромистых белых чугунов функционального назначения в литом и термообработанном состояниях.

Научная новизна работы состоит в следующем:

1 Впервые методами гамма-проникающих излучений и-термического анализа установлено наличие критических температур перехода стат структуры (/0) к статисти-

л

чески упорядоченной структуре ближнего порядка (г,) при охлаждении жидких не- и легированных низкоуглеродистых белых чугунов (Жст-»Жгцк).

2. Получены новые результаты по влиянию хрома и вольфрама (0 - 15,0 мае %), марганца и молибдена (0 - 5,0 мас.%) и ванадия (0- 7,0 мас.%) на кристаллизационные (/л, к, (/"_„). ^, гЛ

т", (г" „), гЛ[ ,Л7л э„, Д7Э, д/^, а,, а2 и др.) параметры, физико-механические (плотность, электро- и теплопроводность, твердость НЯС, микротвердость структурных составляющих чугуна Н50) и эксплуатационные (износостойкость, жаростойкость, коррозионностойкость) свойства низкоуглеродистого белого чугуна (мас.%: 2,05 - 2,15 С; 1,0 -1,1 0,4 - 0,5 Мп; < 0,1 Б; < 0,12 Р) в литом состоянии и дано научное обоснование установленным зависимостям.

3. Обоснован выбор оптимальных температурных режимов термообработки легированных белых чугунов, заключающихся в закалке с последующим низкотемпературным отпуском для достижения максимальной твердости и износостойкости.

4. Установлено комплексное влияние легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства хромистого (6,0 мае %) белого чугуна в литом и термообработанном состояниях (воздушная закалка и низкотемпературный отпуск) и дано научное обоснование установленным зависимостям.

5. Методами математического планирования экспериментов разработаны оптимальные составы комплексно-легированных чугунов функционального назначения в литом и термообработанном состояниях.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Экспериментальные результаты исследования влияния легирующих карбидообразующих элементов (V, Сг, Мп, УУ, Мо) на строение расплава и процессы кристаллизации, структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойств низкоуглеродистого белого чугуна

2. Результаты обоснования выбора оптимальных режимов термообработки легированных белых чугунов.

3. Экспериментальные результаты комплексного влияния легирующих элементов на строение расплава, кристаллизационные параметры, физико-механические и эксплуатационные свойства хромистого чугуна в литом и термообработанном (воздушная закалка) состояниях.

4. Результаты оптимизации составов комплексно-легированных чугунов функционального назначения в литом и термообработанном состояниях.

Достоверность и обоснованность научных положений, выводов и рекомендаций обеспечиваются применением современных методов исследования структуры и свойств материалов, а также апробированием результатов работы в лабораториях научного центра прикладного материаловедения ХНЦДВО РАН.

Практическая значимость работы заключается в разработке оптимальных химических составов комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов функционального назначения в литом и термообработанном состояниях. Предложены составы износостойких комплексно-легированных белых чугунов для производства отливок «Корпус насоса» (ЮГруЛВ), «Диск защитный» (Гру 800/40 ГруЛ-8) взамен марки чугуна ИЧХ28Н2 и «Колесо рабочее» (Гру 800/40) взамен стали 35Л для предприятия ОАО «Алданзолото» Также рекомендованы составы комплексно-легированных чугунов для производства коррозионностойких и жаростойких отливок. Результаты исследований используются в учебном процессе при чтении лекций по дисциплине «Специальные чу-гуны» и при проведении лабораторных работ, а также докторантами и аспирантами кафедры «Литейное производство и технология металлов» ГОУ ВПО «ТОГУ».

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 3 статьи в журналах центральной печати, 21 статья в сборниках научных трудов и тезисов докладов на международных, всероссийских и региональных конференциях.

Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуждены на международной конференции «Синергетика Самоорганизующиеся процессы в системах и технологиях» (Комсомольск-на-Амуре, 2000 г.), X российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов» (Екатеринбург-Челябинск 2001 г), Всероссийской научно-практической конференции, посвященной 70-летию кафедры «Физико-химия литейных сплавов и процессов» «Литейное производство сегодня и завтра» (Санкт-Петербург, 2001 г.), Международном симпозиуме «Принципы и процессы создания неорганических материалов» (Хабаровск, 2002 г.), Межрегиональной конференции, посвященной 70-летию ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат» (Магнитогорск, 2002 г.), Второй международной научно-практической конференции «Прогрессивные литейные технологии» (Москва, 2002 г.), Дальневосточном инновационном форуме с международным участием «Роль науки, новой технологии и технологий в экономическом развитии регионов» (Хабаровск, 2003 г.), на VI съезде литейщиков России (Новосибирск, 2005 г.).

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, шести глав, общих выводов, литературы и приложения. Основная часть диссертации изложена на 227 страницах машинописного текста, содержит 81 рисунок, 38 таблиц, библиографию из 105 наименований и приложения на 47 страницах машинописного текста.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность работы, сформулирована цель работы, представлены научная новизна и практическая ценность работы, приведены основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе рассмотрены современные представления о строении и свойствах железоуглеродистых расплавов, влиянии легирующих элементов на процессы кристаллизации, структурообра-зования и служебные характеристики (износостойкость, жаростойкость, коррозионностойкость) белых чугунов в литом и термообработанном состояниях.

До настоящего времени не существует единого мнения относительно строения металлических жидкостей, о его влиянии на процессы кристаллизации, структурообразования и свойства литых изделий. Вместе с тем, существующая гипотеза о структурном изменении железоуглеродистых расплавов в зависимости от концентрации углерода и температуры перегрева экспериментально подтверждается результатами измерения структурно-чувствительных свойств жидкой фазы (вязкость, плотность, электропроводность, поверхностное натяжение, излучательная способность и др.) жидких сталей (Баум Б.А., Еланский Г.Н., Кудрин В.А., Тягунов Г.В., и др.) и жидких чугунов (Ри Хосен). По гипотезе Еланского Г.Н. и Кудрина В.А. левее точки J на диаграмме Fe-C (0,16 мас.% С) существует Жоцк, а правее точки В (0,5 мас.% С) - Жпдк. Между точками J и В существует Жоцк и Жгцк. При высоких перегревах происходит переход структуры ближнего порядка Жоцк и Жгцк расплавов к статистической разупорядоченной структуре ближнего порядка Жст: Жоцк +Жщ<-»Жст или Жгц<-»Жст.

Ри Хосеном выдвинута гипотеза о том, что уплотнение жидких чугунов в процессе охлаждения при k обусловлено переходом статистически разупорядоченной жидкости к статистически упорядоченной при fi на политермах плотности. Это подтверждается результатами измерения вязкости и электросопротивления. Электросопротивление резко уменьшается в момент статистического упорядочения жидких чугунов, а вязкость, наоборот, возрастает скачкообразно. Установление температурного порога образования статистически разупорядоченной жидкой фазы fo имеет практическое значение для обоснования температурно-временных режимов плавки железоуглеродистых сплавов (сталей, чугунов), их легирования и термоскоростной обработки, от которых зависят процессы кристаллизации и структурообразования, в конечном итоге, - физико-механические и служебные свойства сплавов. Рассмотрены современные представления о влиянии различных факторов на структуру, механические свойства и износостойкость белых легированных чугунов. Результаты этих исследований наиболее полно представлены в работах Александрова Н.Н, Бобро Ю.Г., Войнова Б.А., Гарбера М.Е., Грека А. И., Жукова A.A., Ковалевича Е.В., Колокольцева В.М., Сильмана Г.И., Ри Хо-

сена, Тарана Ю.Н , Цыпина ИИ и др. Из проведенного анализа литературных данных следует, что наиболее высокой абразивной износостойкостью обладают высоколегированные чугуны эвтектического состава, содержащие 2 5 - 3,6 мае % С В заэвтектических чугунах, из-за кристаллизации избыточных карбидных фаз, последние выкрашиваются при ударном воздействии абразивных частиц. В доэвтектических чугунах присутствует избыточный аустенит, который часто претерпевает эвтектоид-ный распад, снижающий твердость белых чугунов.

Для повышения износостойкости белых чугунов применяют легирующие элементы V, Сг, Мл, Мо и др В структуре этих чугунов присутствуют два вида эвтектик - двойная А+МС и тройная А+МС+М7С3 при наличии достаточного количества хрома В комплексно-легированных белых чугунах с повышенным содержанием углерода тройная эвтектика располагается в виде сплошной сетки, отделяя друг от друга колонией двойной эвтектики, что приводит к резкому снижению ударной вязкости В связи с этим, для обеспечения хорошего сочетания ударной вязкости и твердости (износостойкости) комплексно-легированных белых чугунов необходимо снижение содержания углерода и кремния, позволяющее устранить сплошную сетку тройной эвтектики и получать композиционную структуру Таким образом, наилучшее сочетание механических и эксплуатационных (износостойкость) свойств комплексно-легированных белых чугунов можно получать рациональным легированием, изменением содержания углерода и применением термической обработки. Вместе с тем, вопросы жаростойкости (окалиностойкости) и коррозионностойкости белых чугунов исследованы в недостаточной мере Кроме того, в литературе отсутствуют результаты систематических исследований кристаллизационных параметров низкоуглеродистых белых легированных чугунов.

На основании анализа и обобщения литературных данных сделаны выводы, сформулированы задачи исследования.

Во второй главе изложены методики проведения экспериментов. Использованы следующие методы исследования:

- гамма-проникающих излучений на установке «Парабалоид-4» конструкции ЦНИИТМАШа, позволяющий получать обширную информацию о характере изменения плотности, объемных изменений и коэффициентов термического сжатия чугунов в жидком, жидко-твердом и твердом состояниях, а также фиксировать критические точки фазовых и структурных превращений; параллельно строилась термограмма кристаллизации; плотность при комнатной температуре определялась методом гидростатического взвешивания;

- измерения теплопроводности, основанный на сравнении прохождения теплого потока через эталонный и исследуемый образцы; в качестве эталона использовался образец из нержавеющей стали 12Х18НТ диаметром 0,03 и высотой 0,01 (м); температура «холодного» и «горячего» блоков поддерживалась постоянной с погрешностью ± 0,05 °С с помощью термостатов; для измерения перепада температур на эталоне и образце использовались дифференциальные медь-константановые термопары; регистрирующим прибором служил микровольт-микроамперметр Ф-116; с учетом утечки тепла боковые теплопотери и потери, связанные с различными размерами образцов и нагревателей) и погрешности измерения размеров образцов суммарная погрешность составила 8 = 10 — 15 %;

- исследования коррозионностойкости, основанный на определении количества выделившегося водорода (объемный метод) в процессе взаимодействия металла с коррозионной средой (38 %-ным раствором соляной кислоты) в газометрической установке (К„,Н1). Параллельно определялась потеря массы образца по стандартной методике;

- исследования жаростойкости (окалиностойкости) с применением дериватографа 0-1000 фирмы МОП; кинетические исследования выполнены при атмосферной давление в среде воздуха при скорости нагрева 10 град/мин до температуры 1000 °С; ошибка измерения температуры не превышала ±1 °С; эталоном сравнения служил порошок алунда АЬОз; величина навесок составляла 0,2 г; образец для испытания имел цилиндрическую форму диаметром 0,005 м и высотой 0,01 м; дерива-тограф использовался в О-режиме; нагрев осуществлялся линейно в течение 120 минут с последующей 6-и часовой выдержкой; при этом автоматически производилась запись дифференциальных

кривых зависимостей температуры ДТ0бР = f(T3Tan) [ДТА], массы Дт = f(T, т) и скорости окисления Лт = f(T, т) [ДТГ и ТГ соответственно); на основании этих зависимостей определяли прирост массы образца в процессе окисления, причем привес массы относился к единичной его площади поверхности S (Am/S • т, г/м2 • ч);

- исследования износостойкости согласно ГОСТ 23.208-79 «Метод испытания материалов на износостойкость о нежестко закрепленные абразивные частицы»; для испытания использовалась установка, на которой при одинаковых условиях и постоянной нагрузке производился износ образцов из исследуемого и эталонного материалов об абразивные частицы; в качестве эталона использовался исходный нелегированный и хромистый (6,0 мае % Сг) чугуны; абразивным материалом служил электрокорунд зернистостью №16-П по ГОСТ 3647-70;

- элементно-фазового и рентгеноструктурного анализов; микрорентгеноспектральный анализ по определению содержания легирующих элементов в различных структурных составляющих чугуна выполнялся на установке JXA 8600 SUPEROBE (Япония); рентгеноструктурный анализ карбидов производили на дифрактометре «Дрон-3» в медном излучении на основе карбидов, выделение осадка которых производили методом электролитического растворения; фазовый анализ проводился по стандартной методике с использованием картотек дифрактометрических данных;

- измерения электросопротивления с помощью зондовых потенциалов; в качестве источника постоянного тока использован стабилизированный источник тока П-138; сила тока для исключения разогрева точечного контакта не должна превышать 6А; разность потенциалов измерялась компенсационным методом с помощью компаратора Р 3003; погрешность измерения электросопротивления не превышала 2,0 %.

Подготовка образцов для исследования структуры велась по стандартной методике. Для выявления микроструктуры полированную поверхность образца подвергали травлению в 4%-ном растворе азотной кислоты и рассматривали на металлографических микроскопах МИМ-7 и MICRO-2ÓO.

Испытание на твердость (HRC) и микротвердость (Hso) проводили по стандартной методике соответственно на приборе ТК-2 и ПМТ-3

Третья глава посвящена исследованию влияния легирующих элементов (Сг, W, Мо, Мл, V) на строение расплава, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого белого чугуна в литом состоянии.

На рис. 1 приведено обозначение кристаллизационных параметров белого чугуна На политерме интенсивности гамма-проникающих излучений J (J/d, где ¿/-плотность) и на термограмме исходного чугуна фиксируются критические температуры фазовых и структурных превращений. Как видно из рис. 1 и 2, при температуре выше /0 значение интенсивности изменяются пилообразно вследствие формирования статистически разупорядоченной структуры жидкой фазы При охлаждении расплава ниже температуры t0 значения J расплава резко уменьшаются вследствие приобретения расплавом статистически более упорядоченного строения до температуры . Температуры перехода разупорядоченной жидкой фазы t0 к статистически упорядоченной ц отмечается на политермах плотности, вязкости, электросопротивления и др. в виде перелома или перегиба. Температура конца статистически упорядочения расплава t, фиксируется и на термограммах кристаллизации низкоуглеродистого белого чугуна (рис. 1). При этом переходе на термограммах кристаллизации наблюдается резкое снижение температуры (эндотермическая реакция Жст-»Жгцк), а на политермах интенсивности - перегиб. Ниже точки t¡ значения J уменьшаются по определенной зависимости до температуры начала кристаллизации избыточного аустенита /л. Впервые методами гамма-проникающих излучений и термического анализа установлено наличие критических температур перехода статистически разупорядоченной структуры /0 к статистически упорядоченной структуре ближнего порядка при охлаждении жидких не- и легированных низкоуглеродистых белых чугунов.

Все легирующие элементы повышают температуры /0 и t\. W, Мо и Мп расширяют температурный интервал /0 - tx перехода Жст-»Жгцк, а Сг и V сужают его.

Время, мин

Рис 1. Обозначение кристаллизационных параметров затвердевания чугуна

|«МГ *

Температура, °С

Рис. 2. Политермы интенсивности гамма-проникающих излучений

к

£ ■

и

I!

С !

1

г

_1

X 5

§ 5 § с

& 5

с &

Содержание хрома, мас.%

Рис. 3. Влияние хрома на кристаллизационные параметры белого чугуна

По степени повышения температур /0 и /1 и расширения температурного интервала статистического упорядочения расплава легирующие элементы располагаются в следующий ряд при их содержании 5,0 мае. %:

/о, °С: Сг, V (1540)—\Л/ (1550)—Мо, Мп (1600);

и, °С: Сг (1425)—УУ (1450)—Мо (1160)—Мп (1475)—V (1450);

10 - ?,, °С: V (30)—№ (100)—Сг (115)—Мп (125)—Мо (140).

Эти данные позволяют определить оптимальные температурные режимы плавки чугуна и его легирования, а также установить порядок ввода легирующих присадок в расплав для снижения температуры *о статистического разупорядочения расплава при нагреве.

Все легирующие элементы расширяют температурную область существования статистически упорядоченной структуры ближнего порядка Жпдк в интервале температур г, - /Л При 5,0 мас.% легирующие элементы располагаются в следующий ряд: г, - гЛ, °С: Сг (50)—\Л/, Мо (100)—V (125)—Мп (150).

Степень уплотнения расплава Д/0 (У0 - J^) при переходе Жст-*Жгцк в интервале (0 - Л зависит от плотности легирующих элементов. При легировании чугуна более плотными по сравнению с железом элементами - вольфрамом (19,3 г/см3) и молибденом (10,2 г/см3) значения Л/0 и ЛУ,_Л возрастают по мере повышения их содержания в чугуне, а при легировании чугуна менее плотными металлами - хромом (7,19 г/см3), ванадием (5,96г/см3) и марганцем (7,44 г/см3) значения этих параметров уменьшаются. При 5,0 мас.% легирующие элементы могут быть расположены в следующий ряд по возрастанию: ДЛ Ю"3, имп/с: V (5,44)—Сг (6,0)—Мп (10,02)—Мо (11,32)—ТУ (12,3).

М-л'10-3, имп/с: V (9,8)—Сг (10,02)—Мп (11,32)—Мо (14,0)—№(14,7). Легирующие элементы уменьшают значения коэффициента термического сжатия статически упорядоченного расплава си в интервале температур - гл. При 5,0 мас.% легирующие элементы располагаются в следующий ряд:

а,, импУСс: V (6,0)—Сг (4,0)—Мп (3,8)—Мо, УУ(3,0). Следовательно, чем плотнее легирующий элемент, тем в меньшей степени сжимается жидкий сплав под воздействием температуры охлаждения до начала кристаллизации избыточного аустенита.

В качестве примера на рис. 2 и 3 приведены политермы интенсивности гамма-проникающих излучений и кристаллизационные параметры хромистых чугунов В момент начала кристаллизации аустенита гЛ интенсивность 7 скачкообразно уменьшается с выделением скрытой теплоты кристаллизации, что хорошо видно и на термограммах кристаллизации. Такая картина кристаллизации аустенита наблюдается в исходном и низкохромистых чугунах (до 6,0 мае. % Сг), а при более высоких содержаниях хрома кристаллизация аустенита происходит с резким уплотнением (уменьшением интенсивности) и снижением температуры. По мере развития процесса кристаллизации в начале скорость кристаллизации аустенита ускоряется, пока в какой-то момент при взаимное столкновение растущих кристаллов не начнет заметно препятствовать их росту. Рост кристаллов аустенита замедляется и оставшаяся жидкая фаза обогащается атомами углерода и хрома (Ж)^). Эти обстоятельства приводят к более медленному темпу снижения интенсивности (плотности) гетерофазного расплава до температуры начала эвтектически-перитектического превращения . С повышением концентрации хрома до 15,0 мае % температуры начала кристаллизации аустенита /Л и /2 постоянно возрастают. Температурный интервал наиболее интенсивной кристаллизации аустенита /Л - Ь сначала расширяется до 7,5 мас.%, а затем сужается (рис. 2 и 3, а). При эвтешчески-перитектическом превращении для низкохромистых чугунов характерно скачкообразное уменьшение интенсивности с экзотермическим эффектом и наличие температурного плата на термограммах кристаллизации. Повышение содержания хрома способствует росту температуры начала кристаллизации ледебуритной и карбидной эвтектики ¿э_„. При содержании хрома более 6,0 мас.% в структуре чугуна начинается инверсия карбидной фазы с образованием тригонального карбида Кг^е.СфСз, о чем свидетельствует микроструктурный, элементно-фазовый и рентгеноструктурный анализы.

В интервале температур происходит уплотнение гетерофазного расплава (А+Ж)-ДЛ-э^л -J",п, где УЛи ]"_„ - интенсивность гамма-проникающих излучений при /л и соответственно (рис. 3, в) Степень уплотнения расплава ДУЛ.Э зависит от содержания хрома в чугуне: максимальное уплотнение наблюдается при содержании хрома, равном 6,0 мас.%. Дальнейшее повышение содержания хрома до 15,0 мас.% способствует ее снижению в связи с тем, что кристаллизируется меньшее количество аустенита и оставшаяся часть жидкой фазы перед началом эвтектической кристаллизации обогащается атомами углерода и хрома.

В интервале температур эвтектически-перитектического превращения ("_„ происходит скачкообразное уменьшение JШЭ_П). По мере увеличения содержания хрома температура начала эвтектически-перитектического превращения г"_п повышается (при 7,5 мас% Сг на 75 °С; при 15,0 мас.% Сг примерно на 100 °С). До 7,5 мас.% Сг не наблюдалась разница в значениях и При больших содержаниях хрома, когда кристаллизуется тригональный карбид Кг, эвтектически-перитектическая реакция протекает в интервале температур и /*_„. Значения Ыэ_п существенно возрастают по мере повышения концентрации хрома (рис 3, г), что означает увеличение количества аустенитно-карбидной эвтектики в связи со смещением эвтектической точки в сторону меньшего содержания углерода под воздействием хрома.

Увеличение содержания хрома способствует росту температур начала <" и конца /* эвтекто-идно-перитектоидного превращения в чугуне (рис. 3, б). После завершения эвтектически-перитектического превращения чугун уплотняется до 6,0 мас% Сг, а затем степень уплотнения МЭ.А1 уменьшается до 15,0 мас.% Сг (рис 3, в). Это связано, по-видимому, с кристаллизацией из аустенита менее плотного вторичного карбида Кг (РеСфСз (РезС - 7,69; СГ7С3 - 6,92) по сравнению с легированным цементитом в процессе охлаждения до температуры начала эвтектоидного превращения. При эвтектоидно-перитектоидном превращении наблюдается постоянный рост значений д1Л (рис. 3, г), что свидетельствует об увеличении количества эвтектоидной составляющей чугуна Продолжительность эвтектически-перитектического гл.э и эвтектоидно-перитектоидного тЛ] превращений постоянно увеличивается по мере повышения концентрации хрома в чугуне (рис 3, д) Продолжительность кристаллизации избыточного аустенита гЛ_э изменяется по экстремальной зависимости с максимумом ее значения при 6,0 мас.% Сг, при котором происходит максимальное уплотнение расплава А+Ж (Д/Л_э).

Ниже приводятся новые результаты по влиянию VI, Мо, Мп, V на кристаллизационные параметры, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого белого чугуна в литом состоянии.

Кристаллизационные параметры и структурообразование Хром и вольфрам повышают температуру начала кристаллизации избыточного аустенита и до 15,0 мас.%. Марганец снижает эту температуру до 5,0 мас.%, молибден снижает и на 40 °С при 2,0 мас.% Мо, а затем повышает ее на 60 °С при 5,0 мас.% Мо. Увеличение содержания ванадия до 3,0 мае. % повышает температуру и, а затем снижает ее до 7,0 мас.% V.

Вольфрам, молибден и марганец снижает температуру начала эвтектического превращения г", а хром повышает ее. Ванадий до 2,0 мас.% практически не влияет на эту температуру, а при содержании ванадия более 2,0 мае % чугун кристаллизуется без эвтектического превращения.

Хром существенно повышает температуру начала эвтектоидного превращения 1", а вольфрам незначительно снижает эту температуру Марганец, молибден и ванадий изменяют температуру по экстремальной зависимости с максимумами при 2,0 мас.% Мо и 3,0 мас.% Мп и 2,0 мас.% V.

В вольфрамовых (более 7,5 мас.%), молибденовых (более 1,5 мас.%) и ванадиевых (более 3,0 мас.%) чугунах на политермах интенсивности гамма-проникающих излучений зафиксирован перегиб

гк, характеризующий температуру начала кристаллизации карбидных фаз [(Ре,УУ)бС, ш-(Мо,Ре)гзСб, УС] в интервале температур • Причем, с повышением концентрации молибдена и вольфрама температура кристаллизации карбидных фаз Гк снижается, а в ванадиевых чугунах, наоборот повышается.

Степень уплотнения гетерофазного расплава А+Ж и А+Ж+К Л/д э„ увеличивается при легировании чугуна молибденом и вольфрамом до 5,0 мае %, а при легировании чугуна хромом и марганцем она изменяется по экстремальной зависимости с максимумами ее значения при 6,0 мае % Сг и 3,0 мас.% Мп.

Степень уплотнения расплава при эвтектической или эвтектически-перитектической кристаллизации Д/э и (ДЛэ-п) увеличивается при повышении концентрации легирующих элементов.

Степень уплотнения при эвтектоидном превращении увеличивается при легировании хромом, ванадием и марганцем (до 3,0 мае % включительно с дальнейшим уменьшением ее до 5,0 мас.%). При легировании вольфрамом и молибденом на политермах интенсивности и термограммах наблюдается только перегиб.

Значения коэффициента термического сжатия а'2 в интервале температур от гЛ до г2 ('к) изменяются по экстремальной зависимости от концентрации легирующих элементов с максимумами его значений при 7,5 мае. % Сг, 2,0 мас.% Мо, 2,5 мас.%\Л/ и Мп. Единственный элемент - ванадий постоянно повышает а'2 до 7,0 мае. %.

Коэффициент термического сжатия гетерофазного расплава а"2 в интервале температур /к-(<э-л)также изменяется от концентрации легирующих элементов (за исключением хрома) по экстремальной зависимости с максимумами при 2,0 мас.% № и Мп, 1,5 мае % Мо, 3,0 - 4,0 мас.% V. Значения коэффициента а"2 зависят от темпа кристаллизации аустенита в интервале температур (?к- ) и степени насыщения расплава углеродом и легирующими элементами.

Ванадий образует собственный карбид УС, а остальные легирующие элементы Мп, И/, Мо - карбиды цементного типа, а при больших содержаниях УУ и Мо кристаллизуются карбиды типа МбС и МгзСб. При легировании чугуна наблюдается общая тенденция измельчения структуры металлической основы (П-»С-»Т), диспергирования карбидных фаз и увеличения их количества Также измельчается карбидная эвтектика, располагающая на границе структурных составляющих аустенит -карбидная фаза цементитного типа Кроме того, повышение концентрации легирующих элементов способствует ферритизации металлической основы и увеличению количества стабилизированного аустенита. Термодинамически все исследованные элементы (Сг, \Л/, Мо, V) стабилизируют феррит и способствуют полиморфному превращению Рет-»Реа. Однако, замедляя диффузионные процессы, эти элементы тормозят распад переохлажденного аустенита. Поэтому в структуре высоколегированных чугунов при комнатной температуре сохраняется остаточный аустенит.

Физические свойства Основной причиной снижения плотности, электро- и теплопроводности чугуна является насыщение металлической основы, карбидных фаз и эвтектики атомами легирующих элементов.

Начало кристаллизации тригонального карбида Кг (Ре.СфСз при 6,0 мае % Сг сопровождается резким уменьшением плотности и электропроводности белого чугуна при незначительном изменении его теплопроводности. В интервале концентрации хрома от 6,0 до 7,5 мас.%, в котором происходит полная инверсия карбидной фазы с образованием тригонального карбида Кг, значения плотности, электро- и теплопроводности чугуна скачкообразно возрастают вследствие кристаллизации более компактной карбидной фазы, равномерно распределенной в структуре чугуна. Дальнейшее увеличение хрома до 15,0 мас.% приводит к уменьшению плотности, электро- и теплопроводности чугуна вследствие измельчения металлической основы, карбидной эвтектики и образования большого количества карбидной фазы Кг, феррита и стабилизированного аустенита, приводящие к увеличению протяженности границ раздела фаз.

По мере повышения концентрации вольфрама и молибдена плотность увеличивается (до 15,0 мае % УУ и 3,0 мае % Мо), электро- и теплопроводность чугуна уменьшаются Плотность и электро- и теплопроводность легированных Мп, Сг и V чугунов уменьшаются по мере повышения их концентраций. По абсолютной величине физических свойств белого чугуна легирующие элементы (при 5,0 мас.%) могут быть расположены в следующий ряд:

- теплопроводность, В/(м-К): Мп (9,0)—»Мо (10,5)-И/У (13,0) (16,0)—►Сг (17,8);

- удельное электросопротивление, Ом-м: Сг (8,5)—»V (9,5)-»Мп (13,0)—»Мо (13,5)->\Л/ (14,5);

- плотность при 20 "С, г/см3: V (7,58)—»Мп (7,64)—»Сг (7,65)->Мо (7,67)->\Л/ (7,68).

Таким образом, плотность белых чугунов зависит от плотности легирующих элементов при 20°С. Более сложное влияние оказывают легирующие элементы на электро- и теплопроводность.

Твердость и износостойкость. Ванадий и марганец повышают твердость белого чугуна в литом состоянии соответственно до 7,0 мае % V (45 НРС) и 5,0 мас.% Мп (49 Н1ЧС). При легировании чугуна Сг, Мо и \Л/ твердость чугуна изменяется по экстремальной зависимости от концентрации легирующих элементов, максимальная твердость наблюдалась при 4,0 мае % Мо (51 НЯС) и 7,5 мае % Сг (42 НРчС) и 10,0 мас.% (51 НЯС). Для выяснения причины изменения твердости белого чугуна определялась микротвердость его структурных составляющих. Микротвердость хромистой карбидной фазы повышается по мере увеличения содержания хрома до 15,0 мас.% (1800 Ни), причем при кристаллизации тригонального карбида она повышается скачкообразно. По аналогичной зависимости изменяется и микротвердость карбидной эвтектики до 15,0 мас.% Сг (1200 Ни) Микротвердость металлической основы повышается до 7,5 мас.% Сг (560 Н50) с последующим ее снижением до 15,0 мас.% Сг (420 Ни) из-за ферритизации и увеличения количества остаточного аустенита.

Из-за дисперсности карбидных фаз не удалось определить микротвердость карбидных фаз в вольфрамовых и молибденовых чугунах. Микротвердость карбидной эвтектики вольфрамового и молибденового чугунов монотонно возрастает до 5,0 мас.% Мо (1210 Н50) и 15,0 мас.% УУ (1260 Ни) Микротвердость металлической основы вольфрамового (800 Ни при 10,0 мас.%) и молибденового (900 Ни при 4,0 мас.% Мо) чугуна существенно возрастает по сравнению с нелегированным чугуном (300 Ни). При больших содержаниях вольфрама и молибдена микротвердость металлической основы снижается вследствие ее ферритизации. При легировании чугуна марганцем до 5,0 мас.% наблюдается увеличение микротвердости металлической основы (600 Ни) и карбидной эвтектики (1100 Ни). Микротвердость металлической основы (570 Ни) и карбидной эвтектики (1300 Ни) возрастают до 7,0 мас.% V. По эффективности повышения твердости и микротвердости структурных составляющих белого чугуна легирующие элементы можно расположить в следующий ряд при их содержаниях 4,0 - 5,0 мас.%: НРС: Сг (41) — V (44) Мп (49) — Мо, УУ (51);

Ни (металлическая основа): Сг (500)-»Мп (560)-» V (565)-^ (600)—»Мо (800);

Ни (ледебуритная или карбидная эвтектика);

Сг (900) - Мп, УУ (1100) -»Мо (1210) ^ V (1260).

По мере повышения концентрации ванадия и марганца износостойкость чугуна возрастает до 7,0 мас.% V (Ки =1,17) и 5,0 мас.% Мп (Ки =1,12). Износостойкость хромистого, вольфрамового и молибденового белого чугуна изменяется по экстремальной зависимости с максимумами при 7,5 мас.% Сг (Ки =1,38), 7,5 -10,0 мас.% УУ (Ки =1.30) и 4,0 мас.% Мо (Ки=1,5).

По эффективности повышения износостойкости белого чугуна легирующие элементы располагаются в следующий ряд при их содержаниях 4,0 - 5,0 мас.%:

Ки: Мп (1,12) - V (1,15) — УУ (1,27) — Сг (1,30) - Мо (1,50).

Таким образом, анализ полученных данных позволяют сделать вывод о том, что между твердостью, микротвердостью структурных составляющих и износостойкостью легированных белых чугунов в литом состоянии существует определенная корреляционная связь.

Коррозионностойкость. Исходный белый чугун имел следующие показатели коррозии. к,*н, =7>4 см3/см2ч; Дт' Ю"3 = 20 г/см2 я; Дт -Ю 3 =61 г/ч. До 6,0 мас.% Сг показатели коррозии сни-

жаются = 5,5 см2/см2ч; ДтЧО-3 = 16 г/см2-ч; Дт-10-3 = 47 г/ч) вследствие пассивирующего воздействия хрома. В интервале концентрации 6,0 - 7,5 мае % происходит инверсия карбидной фазы с образованием тригонального карбида Кг, скорость коррозии возрастает (#„,„, = 6,4 см3/ем2ч, ДтЧО-3 - 17 г/см2ч; Дт-Ю3 = 50 г/ч.) кристаллизации большого количества тригонального карбида в эвтектике. Начиная с концентрации хрома более 7,5 мас.% скорость коррозии вновь уменьшается до 10,0 мае. % Сг (К,ЛНг = 3,7см3/см2ч; ДтЧО3 = 10 г/см3ч; Дт-10"3 = 30 г/ч.) вследствие дальнейшей пассивации металлической основы и кристаллизации тригонального карбида компактной формы в эвтектике. При высоких содержаниях хрома (12,5 -15,0 мас.%) вследствие ферритизации металлической основы, измельчения структурных составляющих продуктов распада переохлажденного ау-стенита коррозионная стойкость уменьшается = 5,5 см3/см2ч; ДтЧО3 = 15 г/см2-ч; Дт Ю'3 = 45 г/ч). Таким образом, показатели коррозии изменяются по обратной зависимости от размера карбидных частиц В гетерофазных сплавах, как белые чугуны, коррозионная стойкость зависит от количества микрогальванических пар, возникающих между структурными составляющими Оптимальная концентрация хрома для достижения максимальной коррозионностойкости чугуна является 10,0 мае % Сг.

Самые низкие показатели коррозии чугуна наблюдаются при содержании 1,5 мае % Мп (/Г„,н, = 3,2см3/см2ч; ДтЧО-3 = 11 г/см2 ч; Дт Ю'3 = 30 г/ч). Повышение концентрации марганца до 3,0 мас% способствует росту показателя коррозии (К1Л Нг =5,7см3/см2ч; ДтЧ0'3 = 16г/см2ч;Дт 10 3 = 40 г/ч). Дальнейшее увеличение содержания марганца до 5,0 мае. % вновь снижает показатели коррозии (К,,,Н2 = 3,5 см3/см2ч; ДтЧО-3 = 15г/см2ч; Дт -10"3 = 33 г/ч).). Повышение коррозионностойкости в

среднем по показателям коррозии в 1,8 - 2,3 раза по сравнению с исходным чугуном при 1,5 мас.% Мл можно объяснить пассивирующим действием марганца, хотя наблюдается измельчение карбидных частиц цементитного типа.

При легировании белого чугуна возрастающим количеством вольфрама (до 15,0 мае %), молибдена (до 5,0 мас.%) и ванадия (до 7,0 мас.%) значения показателей коррозии белого чугуна значительно снижаются примерно в 2,1 раз (Км ), 2,67 раз (Дт') и 2,8 раз (Дт) для вольфрамового чугуна; в три раза 2,67 раз (Дт') и 2,74 раза (Дт) для молибденового чугуна; в 2,25 раза {К,,,Н1), 2,54 раза (Дт') и 2,1 раз (Дт) для ванадиевого чугуна. В общем случае при легировании белого чугуна УУ, Мо и V наблюдается повышение коррозионностойкости из-за пассивирующего их действия и кристаллизации более коррозионностойких карбидных фаз [(Ре^)бС, (Ре,УУ)гзСб; (Ре.Мо)зС, (Ре,Мо)гзС; \/С], хотя наблюдается общая тенденция измельчения карбидных фаз и металлической основы. В данном случае между скоростью коррозии и дисперсностью структурных составляющих существует прямая корреляция.

Наиболее коррозионностойкими являются чугуны с содержаниями хрома 10,0 мас.%, марганца 1,5 мас.%, вольфрама 15,0 мас.%, молибдена 5,0 мас.% и ванадия 7,0 мас.%.

Жаростойкость (окалиностойкость). Анализ кривых ДТА показал, что для исходного и хромистых чугунов до 200 °С включительно значения разности температур остаются без изменения, т.е. не происходит прирост массы образцов и белые чугуны хорошо сопротивляются к окислению в отличие от серого чугуна. Начиная с этой температуры, происходит резкое повышение разности температур до 500 °С с последующим медленным темпом роста до определенной температуры испытания При температуре л на кривых ДТА наблюдается эндотермический эффект в районе температур 800...870 °С. При дальнейшем повышении температуры до 1000 °С значение разности температур вновь возрастает.

Начиная с концентрации хрома 7,5 мас.%, на кривых ДТА наблюдается пик, характеризующий экзотермический эффект образования сплошной оксидной пленки при температуре /2 (~ 550 °С), защищающей чугун от дальнейшего окисления. С повышение концентрации хрома от 7,5 до 15,0 мас.%

температура начала экзотермического эффекта повышается. Так, например, при 15,0 мас.% Сг /2 = 640 °С. Максимальный эффект экзотермического процесса (высота пика на кривых ДТА) наблюдается при 10,0 мас.% Сг. При дальнейшем увеличении содержания хрома до 15,0 мас.% данный эффект ослабляется вследствие сублимации оксидной пленки.

Температура начала распада карбидных фаз г, повышается по мере увеличения содержания хрома, так как хром стабилизирует карбидную фазу

В работе подробно описано влияние Мо, \Л/, Мп на жаростойкость белого чугуна и значения температур ¿1 и Ванадиевые чугуны не подвергались исследованию на жаростойкость в связи с интенсивным испарением (сублимацией оксидной пленки) ванадия при высоких температурах.

Более высокая скорость окисления вышеуказанных легированных белых чугунов по сравнению с хромистыми можно объяснить образованием рыхлой оксидной пленки и большим значением коэффициента ф, характеризующего отношение объема моля оксида к грамм-атому металла. При <р > 2,5 за счет разности объемов оксидная пленка вольфрама (например, ср" = 3,36) и молибдена растрескивается и осыпается с поверхности металла и окалиностойкость снижается.

Повышение окалиностойкости марганцевых чугунов можно объяснить образованием плотной марганцевой оксидной пленки (Ре, Мп)0 и МпО и насыщением металлической основы марганцем. Пористость и трещины в оксидном слое не наблюдаются (<рМп < 2,5) Таким образом, для повышения жаростойкости комплексно-легированных белых чугунов необходимо использование в качестве легирующих элементов хрома и марганца, т.е. элементов, обладающих высоким средством к кислороДУ-

Четвертая глава посвящена исследованию влияния температурно-временных режимов термической обработки (закалка с последующим низкотемпературным отпуском) легированных низкоуглеродистых белых чугунов на их твердость и износостойкость Исследовалось влияние температуры закалки (850,900 и 1000 °С) на твердость и износостойкость легированных чугунов В качестве закалочной среды применялось минеральное масло, так как легированные чугуны обладают низкой теплопроводностью.

Увеличение температуры закалки чугуна способствует растворению карбида цементитного типа в низкохромистых чугунах (до 6,0 мас.%), росту аустенитного зерна, повышению прокаливаемое™, стабилизации аустенита. Эти обстоятельства приводят к экстремальной зависимости твердости чугуна от температуры закалки Максимум твердости (64 НЧС) наблюдался при температуре закалки 900 °С и содержании 6,0 мае % Сг. В высокохромистых чугунах (7,5 - 15,0 мае % Сг) с карбидными частицами тригонального типа Кг твердость закаленного чугуна повышается с увеличением температуры закалки до 1000 °С (при 10,0 мас.% Сг 63 НЯС, при 15,0 мас.% Сг 56 НЯС). Экстремальная зависимость твердости высокохромистого чугуна от концентрации хрома можно объяснить тем, что пересыщенный атомами углерода и хрома аустенит стабилизируется, и твердость чугуна снижается Таким образом, для низкохромистых чугунов оптимальной температурой закалки является 900 °С, а для высокохромистых -1000 °С.

Совершенно иной характер температурной зависимости твердости закаленных чугунов наблюдается в марганцевых сплавах Если твердость марганцевых литых чугунов монотонно возрастает по мере повышения концентрации марганца до 5,0 мас.% Мп (48 НИС), то после закалки с 850 °С максимальная твердость чугуна (62 НЯС) наблюдается при содержаниях марганца 1,5 - 2,5 мас.% с последующим ее резким снижением до 5,0 мае % Мп (48 НРС), т.е. твердость доходит до значения твердости литого чугуна. С повышением температуры закалки твердость чугуна снижается по мере роста концентрации марганца Чем выше температура закалки, тем ниже твердость чугуна. При температуре закалки 1000 °С твердость чугуна с 3,0 - 5,0 мае % Мп становится ниже, чем у чугуна в литом состоянии (при 1000 °С и 4,0 - 5,0 мас.% Мп 34,5 НЯС) Максимальная твердость чугуна (62 НРС) наблюдается при температуре закалки 850 °С и содержаниях марганца 1,5 - 2,5 мас.%.

В отличие от хромистых и марганцевых чугунов концентрационная зависимость твердости закаленных вольфрамовых и молибденовых сплавов существенно изменяется. Твердость закаленных с

850 °С вольфрамовых чугунов возрастает по мере повышения концентрации вольфрама до 7,5 мас.% (65 HRC), а затем незначительно снижается на 1,0 - 1,5 единиц по HRC до 15,0 мас.% W Твердость молибденовых чугунов увеличивается до 2,5 - 3,0 мас.% Мо (66 HRC), а затем также снижается до 5,0 мас.% Мо (64,5 HRC). Повышение температуры закалки до 1000 °С существенно снижает твердость вольфрамового чугуна до 5,0 мас.% W, а затем она стабилизируется на уровне 59 HRC при температуре закалки 900 °С и 57 HRC - при 1000 °С. Аналогичная картина изменения твердости чугуна от температуры закалки и содержания молибдена наблюдается в молибденовых чугу-нах: при закалке 900 °С твердость стабилизируется на уровне 62 - 62,5 HRC и при закалке с 1000 °С твердость соответствует 54,5 HRC для исследованных концентраций молибдена. Повышение твердости вышеуказанных чугунов при закалке с температуры 850 °С связано с увеличением прокали-ваемости вследствие частичного растворения карбидов цементитного типа, а снижение твердости по мере роста температуры закалки - интенсивным переходом легирующих элементов и углерода в твердый раствор, и стабилизацией аустенита и уменьшением доли карбидной фазы. Оптимальной температурой закалки вольфрамовых и молибденовых чугунов, обеспечивающей максимальную твердость на уровне 65 HRC, является 850 °С.

Максимальная твердость закаленных ванадиевых чугунов наблюдается при температурах закалки 850 - 900 °С (62 - 64,5 HRC при 1,0 - 7,0 мас.% V) Таким образом, оптимальными содержаниями легирующих элементов для достижения максимальной твердости при соответствующих температурах закалки являются, мае %: 6,0 - 7,5Сг; 2,0 - 2,5 Мп; 2,0 - 2,5 Мо; 5,0 - 5,5 W; 1,0 - 2,0 V

На следующем этапе исследовалось влияние температуры (300, 400, 500, 600 °С) и продолжительности отпуска (1, 2, 3 часа) на твердость легированных чугунов Установлено, что с увеличением температуры отпуска твердость чугуна снижается. Оптимальной температурой отпуска является 300 °С, а время выдержки при этой температуре - 2 часа. При отпуске легированных чугунов, закаленных с температур 850...1000 °С, наблюдается тенденция снижения твердости по сравнению с закаленными, что связано с частичным снятием внутренних напряжений и обеднением мартенсита атомами углерода в связи с образованием е-карбида в отпущенном мартенсите (с/а—>1).

Максимальная износостойкость закаленных хромистых чугунов была достигнута при 5,0...7,5 мас.% Cr - (Ки = 1,8 - 2,0), а в марганцевых чугунах - при 1,5 - 2,0 мас.% Мп (Ки = 1,75). В вольфрамовых и молибденовых чугунах максимальная износостойкость наблюдается при 2,5 мае % W (Ки = 1,53) и 5,0 мас.% Мо (Ки = 1,54) В ванадиевых чугунах твердость и износостойкость резко возросла до 4,0 мас.% (Ки = 2,0) и на этом уровне стабилизировалась до 6,0 мас.% V. После низкотемпературного отпуска максимальная износостойкость была достигнута при концентрациях 7,5 мас.% Сг (Ки = 1,75), 2,0 мас.% Мп (Ки = 1,75); 2,5 мас.% W (Ки = 1,75); 2,0 мас.% Мо (Ки = 1,60); 4,0 - 7,0 мас.% V (Ки = 1,75).

Таким образом, после полного цикла термической обработки твердость и износостойкость легированных чугунов повышаются. Между твердостью и износостойкостью легированных чугунов существует прямая корреляция.

В пятой главе исследовалось влияние легирующих элементов на строение расплавов, процессы кристаллизации, физико-механические и эксплуатационные свойства хромистого белого чугуна в литом и термообработанном состояниях.

Для деталей, работающих в условиях абразивного и ударно-абразивного изнашивания при сравнительно небольших ударных нагрузках, целесообразно использование комплексно-легированных белых чугунов со специальными эвтектиками, расположение фаз в которых обеспечивает проявление эффекта композиционного упрочнения. В большинстве случаев такие чугуны имеют углеродистый эквивалент, равный 2,5 - 3,6 мае % и более, и нуждается в проведении упрочняющей термообработки. Однако в процессе формирования мартенситно-карбидной структуры при получении тонкостенных отливок сложной конфигурации в них возникают большие внутренние напряжения, приводящие к образованию микротрещин при закалке в масле. Поэтому необходимо разработать такой состав комплексно-легированного белого чугуна для получения необходимой мартенситно-

карбидной структуры, которая позволила бы исключить образование дефектов в отливках при «самозакалке» (воздушной закалке) и сохранила бы все преимущества закаленной структуры. Это может быть обеспечено понижением содержания углерода и комплексным легированием чугуна такими элементами, как Сг, V, Мо, УУ, Мп, Си и др.

Поэтому в качестве исходного сплава был выбран низкоуглеродистый чугун прежнего состава с содержанием хрома 6,0 мас.%, при котором начинается инверсия карбидной фазы с образованием тригонального карбида Кг.

Комплексно-легированные белые чугуны подвергались к закалке воздушным потоком от венти- , лятора с температуры 900 °С и закалке с последующим низкотемпературным отпуском при температуре 300 °С в течение 2 часов.

Дополнительное легирование хромистого чугуна УУ, Мо, V, Мп существенно изменяет характер политерм интенсивности гамма-проникающих излучений, кинетику кристаллизации и процесс струк-турообразования хромистого чугуна. В работе подробно изложены экспериментальные результаты по рассматриваемым вопросам и даны научные обоснования установленным зависимостям. Ниже приведены резюмирующие результаты по влиянию легирующих элементов на кристаллизационные параметры.

- все легирующие элементы резко снижают степень уплотнения расплава от и до /л и коэффициент термического сжатия а|( т.е. расплавы сжимаются в меньшей степени под воздействием температуры охлаждения, чем расплав исходного хромистого чугуна;

- все легирующие элементы резко уменьшают степень уплотнения гетерофазного расплава Д/А э„ в интервале температур кристаллизации гЛ -<" и коэффициент термического сжатия а2 (Мо и Щ, за исключением V и Мп, которые увеличивают значения коэффициента сх2; следовательно, молибденовые и вольфрамовые гетерофазные расплавы (А+К+Ж) при охлаждении до г" в меньшей степени подвергаются усадке, чем хромистый расплав; увеличение значения аг ванадиевых и марганцевых расплавов свидетельствует о более интенсивной кристаллизации избыточного аустенита (Мп) и карбида (V);

- ванадий повышает температуры начала кристаллизации аустенита, карбида ванадия УС, карбидной эвтектики и эвтектоидного превращения; продолжительность кристаллизации соответствующих структурных составляющих чугуна сокращается; другие легирующие элементы УУ, Мо, Мп понижают^, 'к. 'э., тд. *э,

- степень уплотнения расплава при эвтектической кристаллизации А/э хромистого чугуна возрастает по мере повышения концентрации УУ, Мо, Мп; V очень слабо уменьшает ее.

- все легирующие элементы понижают температуру начала эвтектоидного превращения, за исключением ванадия, который повышает ее до 7,0 мас.% V.

Физико-механические свойства в литом состоянии. Плотность при 20 °С комплексно-легированных чугунов зависит от плотности легирующих элементов Легирующие элементы вольф- г рам и молибден повышают плотность, а марганец и ванадий снижают ее (рис. 4, в)

Как правило, все легирующие элементы снижают теплопроводность хромистого чугуна. Наиболее сильно уменьшают теплопроводность чугуна вольфрам и молибден. Комплексное легирование белого хромистого чугуна в большей степени снижает его теплопроводность, чем при одиночном легировании, следовательно, комплексно-легированные белые чугуны более склонны к образованию трещин в сложных по конфигурации отливках при закалке. Удельное электросопротивление комплексно-легированных чугунов возрастает по мере повышения концентрации Мо, Мп до 5,0 мас.%, УУ до 10,0 мас.% При больших концентрациях УУ (более 10,0 мае %) оно уменьшается вследствие частичной ферритизации металлической основы.

По эффективности повышения электро- и теплопроводности хромистого чугуна легирующие элементы (5,0 мас.%) могут располагаться в следующий ряд:

X, Вт/м-К: Мо (13,1)—УУ (13,2)— V (14,2)— Мп (15,0) (исходный хромистый чугун -17,6, Вт/м К);

р ЮЛ Ом-м: Мл (15,0)—»V (14,2)-»УУ (13,2)—»Мо (13,1) (исх. хромистый чугун - 11,6 -Ю-8 Ом-м).

а

нис

50. 45

35

а

Н

• лад

/

М 2,0 3,0 44) 5,0

1,0 2^0 3,0 4,0 5,0

ИКС 55 50 45 40

35

г

у / —Ч

> /

/

О 2,5 5,0 7,5 10,0 123 15Д>

М г» ЗА *А 5А 6,0 7,6

Содержание легирующих элементов, мае. %

Л.Э. + Сг (6,0 мае. %) ~*~Л.Э. без хрома

5 »

л н

V

о ж а

е

03 V

2,5

5,0

w

7,5

ЮЛ 124

Содержание ЛЭ, мае. %

15,0

Содержание ЛЭ, мае. %

Рис. 4. Влияние легирующих элементов на твердость (а), относительную износостойкость (б) и плотность (в) низкоуглеродистых хромистых чугунов в литом состоянии

В комплексно-легированных чугунах твердость изменяется от концентрации легирующих элементов (№ и Мо) по экспоненциальной зависимости (рис. 4, а), как в одиночном легировании, с максимумами при 3,0 мас.% Мо, 10,0 мас.% \Л/. В отличие от бесхромистых (молибденовых, вольфрамовых, марганцевых) в комплексно-легированных чугунах твердость выше на 5 - 10 НЯС, причем с

увеличением содержания легирующих элементов эта разница уменьшается Так, например, при 2,5 мае % УУ ДНЯС = 10, а при 15,0 мае % УУ ЛНЯС =2,5 - 3,0; при 1,0 мас.% Мп ДНЯС = 10, а при 5,0 мас.% Мп АНРС = 5,0, при 2,5 - 3,0 мас.% Мо АНРС = 10, а при 4,0 - 5,0 мае % Мо твердость становится ниже, чем в чисто молибденовых на 6,0 - 7,0 НТО Это связано с дополнительной ферритиза-цией металлической основы под действием хрома и молибдена В хромованадиевых чугунах твердость по абсолютной величине выше, чем в ванадиевых до 5,0 мае % V При содержаниях ванадия 5,0 - 7,0 мае % значения твердости нивелируются на уровне 45 НИС Твердость хромованадиевых чугунов от концентрации ванадия уменьшается, а твердость ванадиевых чугунов, наоборот, возрастает до 7,0 мае % V. Это обусловлено тем, что в связи с сильнокарбидообразующим действием ванадия затрудняется образование тригонального хромистого карбида Кг из-за уменьшения содержания углерода. По эффективности повышения твердости хромистого чугуна, легирующие элементы (3,0 мас.%) могут быть расположены в следующий восходящий ряд:

V (46 НТО)—УУ (47 НТО)—Мп (52,5 НТО)—Мо (56 НЯС).

Максимальная твердость хромистого чугуна в литом состоянии достигается при следующих содержаниях легирующих элементов 3,0 мас.% Мо (56 НЯС), 10,0 мае % W (56 НЯС), 5,0 мае % Мп (55 НЯС), 0 мас.% V (47 НИС).

Эксплуатационные свойства в литом состоянии. Относительная износостойкость вольфрамовых, молибденовых и марганцевых чугунов, содержащих 6,0 мае. % Сг, изменяется от концентрации легирующих элементов в соответствии с изменениями твердости Максимальные значения относительной износостойкости Ки наблюдается при концентрациях 3,0 мас.% Мо (Ки = 1,75), 5,0 мас.% Мп (Ки = 1,4), 10,0 мас.% УУ (Ки = 1,6), 1,0 - 7,0 мас.% V (Ки = 1,25).

В хромованадиевых чугунах, несмотря на уменьшение твердости от концентрации ванадия, относительная износостойкость незначительно повышается до Ки = 1,25 при содержаниях 1,0 - 7,0 мас.% V. Это связано, по-видимому, с кристаллизацией мелких частиц карбида ванадия в структуре чугуна, соответствующей принципу Шарли.

По эффективности повышения относительной износостойкости хромистого чугуна легирующие элементы (3,0 мае %) могут быть расположены в следующий восходящий ряд'

Ки: V, УУ(1,25)—Мп (1,4)—Мо (1,51).

Следовательно, между твердостью и относительной износостойкостью комплексно-легированного хромистого белого чугуна также существует прямая корреляция.

С увеличением содержания легирующих элементов показатели коррозии хромистого белого чугуна (Дт, Дт', К^ Нг) уменьшаются (возрастает коррозионностойкость) до определенной их концентрации' до 3,0 мас.% Мо; до 10,0 мас.% УУ; до 2,5 мас.% Мп; до 2,5 мас.% V. При дальнейшем увеличении содержания легирующих элементов коррозионностойкость хромистого чугуна резко снижается, в особенности у вольфрамовых и марганцевых чугунов Данное явление связано с измельчением структурных составляющих - металлической основы и карбидных частиц, вследствие чего возрастает количество микрогальванических пар (карбид - металлическая основа). По эффективности повышения коррозионностойкости хромистого чугуна легирующие элементы могут быть расположены в следующий восходящий ряд при оптимальных концентрациях легирующих элементов:

Дт, г/ч: V (35)—№ (28)—Мп (20)—Мо (19); Дт', г/ч см2. V (11)—УУ (9)—Мп (7)—Мо (7); ■ см3/см2 -ч: V (3,3)—УУ (2,4)-Мп (1,6)—Мо (1,5);

Примерно по такой же зависимости распределяются элементы по повышению твердости и относительной износостойкости хромистого чугуна в литом состоянии.

На жаростойкость хромистого белого чугуна в литом состоянии легирующие элементы практически существенного влияния не оказывают, кроме марганца: если скорость окисления хромистого чугуна составляет 6-7 г/см2 при 1000 °С (время выдержки 6 часов), то при оптимальных содержаниях марганца 1,5 - 2,5 мас.% она составляет 4-5 г/см2. Температура распада карбидной фазы и имеет тенденцию снижения при содержаниях марганца более 2,5 мас.% из-за графитизирующего действия

сульфида марганца, а температура образования оксида сложного состава несколько снижается

Эксплуатационные свойства комплексно-легированных чугунов в термообработанном состояниях. Термообработанные комплексно-легированные белые чугуны обладают высокой твердостью (рис. 5, а). Как правило, отпущенные после воздушной закалки чугуны имеют более низкую твердость (на 2,0 - 2,5 НИС) Максимальная твердость хромистых чугунов наблюдалась при легировании 1,0 мас.% Мо (65 НИС), более 2,0 мас.% УУ (65 НЯС), 1,0 - 2,0 мае % Мп (62,5 НКС) и 1,0 - 2,0 мас.% V (63 - 64 НРС) Уменьшение твердости термообработанных хромистых чугунов при сверхоптимальных содержаниях легирующих элементов обусловлено стабилизацией аустенита, который при охлаждении распадается на троостито-бейнитную структуру.

Наиболее высокой износостойкостью обладают после воздушной закалки хромистые чугуны, легированные 1,0 мае % Мо (Ки = 3,0); 2,5 мае % УУ (Ки = 2,2); 0,5 - 1,0 мас.% Мп (Ки = 3,5); 4,0 мае % V (Ки = 2,75). После низкотемпературного отпуска износостойкость комплексно-легированных чугунов значительно ниже закаленного-1,5 - 5,0 мас.% Мо (Ки = 1,5); 2,5 -10,0 мае % УУ (Ки = 1,6); 0,5 - 1,0 мае % Мп (Ки = 2,80); 4,0 мае % V (Ки = 1,5). При сверхоптимальных концентрациях Мо, УУ, Мп низкотемпературный отпуск не влияет на износостойкость хромистого чугуна, закаленного воздушным потоком.

На основании проведенных исследований предлагаются следующие оптимальные концентрации легирующих элементов в качестве основных уровней при оптимизации составов комплексно-легированных чугунов для повышения их твердости и износостойкости' 6,0 мас% Сг; 1,0 мас.% Мо; 2,5 мае % УУ; 1,0 мас.% Мп; 4,0 мае % V.

Структурообразование и результаты элементно-фазового и рентгеноструктурного анализа. В исходном хромистом чугуне в центре дендритов аустенита (металлической основы) концентрируются хром (~ 4,8 мас.%) и кремний (- 1,0 мае %), а марганец практически не растворяется в нем Марганец находится в виде сульфида марганца. В тригональном хромистом карбиде Кг хром растворяется до 25,0 - 26,0 мас.%, а в карбидной эвтектике - до 16,0 -17,0 мас.%.

С повышением концентрации вольфрама содержание его в металлической основе увеличивается до 3,5 - 4,0 мас.% при 7,5 мае % УУ и до 6,3 мае % при 15,0 мае % УУ в чугуне. Содержание кремния (- 1,0 мас.%) и марганца (0 - 0,5мас %) практически не зависят от концентрации вольфрама в чугуне В карбидной фазе Кг по мере повышения концентрации вольфрама в чугуне до 5,0 мае % наблюдается тенденция снижения растворимости хрома (~ 24,0 - 25,0 мас.%) и увеличения содержания вольфрама (~ 8,0 мас.%). При 7,5 мае % УУ в чугуне наблюдается скачкообразное возрастание растворимости вольфрама (~ 42,0 мае %) и снижение содержания хрома (до 3,0 - 4,0 мае %). Наряду с хромистым карбидом Кг кристаллизуется вольфрамовый карбид типа МбС (Ре,УУ)бС При дальнейшем повышении концентрации вольфрама в чугуне до 15,0 мас% в вольфрамовой карбидной фазе растворяется до 48,0 - 50,0 мае % УУ, а содержание хрома остается на прежнем уровне (до 3,0 - 4,0 мас.%). В карбидной эвтектике, начиная с 7,5 мае % УУ в чугуне, наблюдается резкое увеличение содержания вольфрама до 27, 0 мас.% и уменьшение растворимости хрома до 5,0мас. % при 15,0 мас.% УУ в чугуне Таким образом, при легировании чугуна вольфрамом более 7,5 мас.%, наряду с хромистым карбидом Кг кристаллизуются вольфрамовый карбид и вольфрамовая карбидная эвтектика, что подтверждается результатами рентгеноструктурного анализа

В хромомолибденовых чугунах аномальное изменение концентрации хрома и молибдена в структурных составляющих наблюдается при легировании хромистого чугуна молибденом более 2,0 мас.%: до 2,0 мас.% молибден практически не растворяется в металлической основе, а содержание хрома соответствует 5,0 мас.%; увеличение концентрации молибдена до 3,0 мас.% способствует скачкообразному росту растворимости в металлической основе до 1,3 мае. % Мо и 4,0 мас% Сг; дальнейшее повышение концентрации молибдена до 5,0 мас.% в чугуне способствует увеличению растворимости молибдена до 1,5 мас.% и уменьшению ее до 3,2 мас.% Сг. Аналогичный характер изменения растворимости хрома и молибдена наблюдается в карбидных фазах: до 3,0 мас.% Мо в чугуне содержание хрома в карбидной фазе Кг уменьшается до 24,0 мас.%, а молибдена в ней возрастает до 7,0 мас.%. При 4,0 мас.% Мо в чугуне наблюдаются скачкообразный рост

растает до 7,0 мас.%. При 4,0 мас.% Мо в чугуне наблюдаются скачкообразный рост растворимости молибдена до 43,0 мас.% и уменьшение содержания хрома до 4,0 - 5,0 мас.%

а

и

Ой X

о £

о* а Н

1.0 ДО 3,0 4,0 Мае. % Ма

\

ч ч

ч

24 5,0 7,5 10,0 12£ М«с. •/. №

10 1» 3,0 4,0 Мас.% I

Ъ» ** Ь» ь» М.с.%У

5

И

Содержание легирующих элементов, мае. %

■ воздушная закалка; _х_ воздушная закалка и НТО; в литом состоянии

б

Кит

кн Мо

/

2,0 1 V

\

1,0 од г* И

Кн 2,0

/ N. 1

Г V Ьг

/

« И М ЮЛ 12,5 15,0

Кй

2,0

м

1 ч. V

у о. \

> £ ;——

м

V» зл

4,0

5,0 «,0

7,0

Содержание легирующих элементов, мае. %

Рис. .5. Твердость (а) и относительная износостойкость (б) легированных чугунов (6,0 мае. % сг), подвергнутых воздушной закалке (кривые 1) с последующим отпуском при 300 °С (кривые 2)

В карбидной эвтектике по мере повышения содержания молибдена в чугуне до 3,0 мас.% наблюдается тенденция увеличения содержания молибдена до 3,0 мае % и снижения растворимости хрома до 4,0 мас.%. При содержаниях молибдена 4,0 - 5,0 мас.% в карбидной эвтектике содержаться до 20,0 - 22,0 мас.% Мо и 4,0 мас.% Сг.

В хромомарганцевых чугунах существенное увеличение растворимости марганца в металлической основе (2,5 мае %) наблюдается при 3,0 мае % Мп в чугуне, а при 5,0 мае % Мп в ней растворяется до 3,8 мас.% Мп. Содержание хрома при этом монотонно уменьшается (до 4,0 мае % Сг) до 5,0 мас.% Мп в чугуне. В карбидных фазах содержание хрома остается без изменения (26,0 мае %) до 3,0 мас.% Мп, а содержание марганца монотонно возрастает (3,0 мас.%). При дальнейшем увеличении содержания марганца в чугуне до 5,0 мае. % растворимость хрома снижается более интенсивно (20,0 мае %), а содержание марганца монотонно возрастает до 5,0 мае % Мп При этом в карбидной эвтектике намечается тенденция монотонного снижения содержания хрома (до 10,0 мас.%) и более резкого увеличения концентрации марганца.

В хромованадиевых чугунах наблюдается незначительное снижение растворимости хрома (4,0 мае %) и более интенсивное растворение ванадия (1,8 мае. %) в металлической основе при содержании 7,0 мас.% V в чугуне. Аналогичная картина распределения ванадия и хрома наблюдается и в карбидных фазах: содержание хрома монотонно уменьшается до 5,0 мае % V в чугуне (23,0 мае % Сг), а содержание ванадия возрастает до 12,0 мае % При дальнейшем повышении концентрации ванадия до 7,0 мас.% в чугуне в карбидной фазе растворяется до 22,0 мае % V и 2,0 - 3,0 мас.% Сг В карбидной эвтектике содержание хрома монотонно уменьшается до 0 - 1,0 мае %, а ванадия возрастает до 9,0 мас.%. Следует отметить, что из-за высокой дисперсности карбидных фаз в низкоуглеродистых комплексно-легированных белых чугунах выше приведенные результаты локально-фазового анализа карбидных фаз, по-видимому, относятся к смесям карбидов Кг и МбС (МзС)

Результаты рентгеноструктурного анализа карбидных остатков подтвердили наличие тригональ-ного хромистого карбида Кг (Ре,Сг,Ме)7Сз и соответствующих карбидных фаз типа МбС (МзС) в низкоуглеродистых комплексно-легированных белых чугунах.

В шестой главе приведены результаты оптимизации химических составов комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов функционального назначения методами математического планирования экспериментов:

Износостойкие комплексно-легированные чугуны:

- в литом состоянии, мае. %:

2,05 - 2,15 С; 1,0 -1,1 0,5 Мп; 0,1 Э; 0,12 Р; 7,5 Сг; 3,8 Мо; 6,2 Мп; 6,6 V;

- после воздушной закалки, мае. %:

2,05 - 2,15 С; 1,0 -1,1 Я; 0,5 Мп; 0,1 в; 0,12 Р; 7,5 Сг; 3,8-4,2 Мо; 5,8 - 6,2 Мп; 6,6 - 6,8У.

Как видно, химический состав комплексно-легированных чугунов в литом и термообработанном состояниях примерно одинаковый.

Коррозионностойкие комплексно-легированные чугуны в литом состоянии, мае. %•

2,05 - 2,15 С; 1,0 -1,1 0,5 Мп; 0,1 Б; 0,12 Р; 7,5 Сг 4,2 Мо; 6,7 Щ 5,4 Мп; 5,2 V.

После воздушной закалки коррозионностойкость комплексно-легированных чугунов снижается.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Впервые методами гамма-проникающих излучений и термического анализа доказано наличие критических температур перехода статистически разупорядоченной структуры ближнего порядка г0 к статистически упорядоченной структуре г, при охлаждении жидких не- и легированных низкоуглеродистых белых чугунов (Жст-»Жщ<), что позволяет научно обосновать выбор оптимального температурного режима плавки и легирования:

2. Получены новые результаты по влиянию легирующих элементов на кристаллизационные параметры, структурообразование, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого чугуна в, и дано научное обоснование установленным концентрационным зависимостям.

3 Научно обоснован выбор оптимальных режимов термообработки (закалки с последующим НТО) легированных чугунов для достижения максимальной твердости и износостойкости при соответствующих концентрациях легирующих элементов.

4. Комплексное легирование низкоуглеродистого хромистого белого чугуна существенно изменя-

ет кристаллизационные параметры, физико-механические и эксплуатационные свойства:

5 Комплексно-легированные чугуны после воздушной закалки обладают более высокими твердостью и износостойкостью, чем исходный хромистый чугун.

6 Методами математического планирования экспериментов оптимизированы химические составы для получения износостойких комплексно-легированных чугунов в литом и термообработанном (воздушная закалка) состояниях Также определен оптимальный состав коррозионностойких комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Ри X. Физико-механические свойства и износостойкость комплексно-легированных белых чугунов в литом состоянии / X. Ри, Э X. Ри, А. С. Бриченок // Синергетика 2000. Самоорганизующиеся процессы в системах и технологиях : материалы междунар. науч. конф. - Комсомольск-на-Амуре : Изд-во КнАГТУ, 2000. - С. 228-229.

2. Ри X. Связь между свойствами расплавов и эксплуатационными характеристиками хромистых железоуглеродистых сплавов I X. Ри, Э. X. Ри, Г. С. Дзюба, А. С. Бриченок II Труды X Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов». - Т. 2, Экспериментальные исследования металлических расплавов. - Челябинск: Изд-во ЮУрГУ, 2001. - С. 113-118.

3. Ри Э. X. Физические свойства расплавов и структурообразование комплексно-легированных хромистых чугунов / Э.Х. Ри, X. Ри, Г. С. Дзюба, А. С. Бриченок // Литейное производство сегодня и завтра. тез. докл. Всерос. науч.-практ. конф., посвящ. 70-летию каф «Физико-химия литейных сплавов и процессов». - СПб.: Изд-во СПбГТУ, 2001. - С. 60-65.

4. Ри Э. X. Эксплуатационные характеристики комплексно-легированного хромистого чугуна / Э. X. Ри, X. Ри, Г. С. Дзюба, А. С. Бриченок II Литейное производство сегодня и завтра : тез. докл. Всерос. науч.-практ. конф., посвящ. 70-летию каф «Физико-химия литейных сплавов и процессов». - СПб. : Изд-во СПбГТУ, 2001. - С. 65-68.

5. Ri Е. Н. Combined effect of alloying elements on corrosion resistance and heat resistance of white cast iron IE. H. Ri, H. Ri, A. S. Brichenok II J/Russian Technical News Letter. - ROTOBO. Japan, 2001. -№3. -S. 10-11.

6. Ри X. Влияние легирующих элементов на физико-механические свойства низкоуглеродистого белого чугуна / X. Ри., А. С. Бриченок, Э. X. Ри II Принципы и процессы создания неорганических материалов: матер, междунар. симп. (II Самсоновские чтения). - Владивосток; Хабаровск, ДВО РАН Изд-во «РИОТИП», 2002. - С. 116-117.

7. Ри X. Карбидообразование в комплексно-легированных белых чугунах / X. Ри, Н. Ф. Бомко, Э. X. Ри, А. С. Бриченок// Принципы и процессы создания неорганических материалов: матер, междунар. симп. (II Самсоновские чтения). - Владивосток; Хабаровск, ДВО РАН Изд-во «РИОТИП», 2002 -С. 117-119.

8. Ри X. Кристаллизация и структурообразование низкоуглеродистого легированного белого чугуна / X. Ри, Н. Ф. Бомко, Э. X. Ри, А. С. Бриченок II Принципы и процессы создания неорганических материалов: матер, междунар. симп. (II Самсоновские чтения). - Владивосток; Хабаровск: ДВО РАН Изд-во «РИОТИП», 2002. - С. 119-120.

9. Ри X. Влияние легирующих элементов на образование карбидных фаз в белых чугунах / X. Ри, Н. Ф. Бомко, Э. X. Ри, А. С. Бриченок II Литейные процессы. Вып. 2.: межрегион, сб науч. тр. / Под ред. В. М. Колокольцева. - Магнитогорск: Изд-во МГТУ им. Носова, 2002. - С. 7-9

10. Ри X. Карбидные фазы в комплексно-легированных белых чугунах / X. Ри, Н. Ф Бомко, Э. X. Ри, А. С. Бриченок II Литейные процессы. Вып. 2. : межрегион, сб. науч. тр. / Под ред. В М. Колокольцева. - Магнитогорск: Изд-во МГТУ им. Носова, 2002. - С. 35-36.

11. Ри X. Физико-механические свойства низкоуглеродистого белого чугуна / X Ри, А. С Бриченок, Э. X. Ри II Вторая междунар. науч.-практ конф «Прогрессивные литейные технологии» • сб тез. докл. М.: Изд-во МИСиС, 2002. - С. 112-115.

12. Ри X. Влияние легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования

низкоуглеродистого белого чугуна / X. Ри, А. С. Бриченок, Э. X. Ри II Вторая междунар. науч.-практ. конф «Прогрессивные литейные технологии» сб тез докл. М : Изд-во МИСиС, 2002. -С. 116-118.

13 Ри X. Исследование влияния термической обработки на структурообразование, твердость и износостойкость низкоуглеродистого белого легированного чугуна IX. Ри, А. С. Бриченок, Э. X. Ри II Литейные процессы. Вып. 3 • межрегион, сб. науч. тр. / Под ред. В. М.Колокольцева - Магнитогорск: Изд-во МГТУ им. Носова, 2002. - С. 4-9.

14. Ри X. Комплексное влияние легирующих элементов на процессы структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства белого чугуна / X. Ри, А. С. Бриченок, Э. X. Ри II Роль науки, новой техники и технологий в экономическом развитии регионов: материалы Дальневосточного инновационного форума с междунар. участием. 4 2,- Хабаровск: Изд-во Хабаровского государственного технического университета, 2003. - С. 245-248.

15. Ри X. Исследование влияния легирующих элементов на физико-механические и износостойкость малоуглеродистого белого чугуна в литом состоянии / X. Ри, А С. Бриченок, Э. X. Ри II Роль науки, новой техники и технологий в экономическом развитии регионов: материалы Дальневосточного инновационного форума с междунар. участием. Ч. 2 - Хабаровск: Изд-во Хабаровского государственного технического университета, 2003. - С. 248-251.

16. Ри X. Влияние режимов термической обработки на структурообразование, твердость и износостойкость низкоуглеродистого легированного белого чугуна / X. Ри, А. С. Бриченок, Э. X. Ри II Роль науки, новой техники и технологий в экономическом развитии регионов: материалы Дальневосточного инновационного форума с международным участием. Ч. 2. - Хабаровск: Изд-во Хабаровского государственного технического университета, 2003. - С. 251-253.

17. Ри Э. X. Физико-механические и эксплуатационные свойства легированного белого чугуна в литом состоянии / Э. X. Ри, А. С. Бриченок, X. Ри II Литейщик России. 2004. - № 1. - С. 8-11.

18 Ри Э.Х. Комплексно-легированные малоуглеродистые белые чугуны функционального назначения / Э X. Ри, А. С. Бриченок, X. Ри II Литейщик России. 2004. - № 2. - С. 8-10.

19 Ри Э X. Обоснование режимов термической обработки низкоуглеродистого легированного белого чугуна / Э. X. Ри, А. С. Бриченок, X. Ри II Литейщик России. 2004. - №3. - С. 10-11.

20 Ри X. Влияние легирования и термической обработки на структуру и свойства белого легированного чугуна IX. Ри, А С. Бриченок, Э. X. Ри II Вестник. МГТУ им. Г.И. Носова. 2004. - №2 (6). - С. 15-17.

21. Ри Э.Х. Влияние карбидообразующих легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства хромистого низкоуглеродистого белого чугуна в литом и термообработанном состояниях / Э. X. Ри, В. М.Колокольцев, X. Ри, А С. Бриченок, Г. С. Дзюба II Труды VII съезда литейщиков России. Т. 1 : Общие вопросы. Черные и цветные сплавы. Новосибирск: Издательский дом «Историческое наследие Сибири», 2005 - С. 7076

Подписано в печать 22.10.05 Формат 60x841/16 Бумага писчая. Гарнитура «Тайме». Усл. печ. л. 1,22 Тираж 100 экз. Заказ 202.

Отдел оперативной полиграфии издательства Тихоокеанского государственного университета. 680035, Хабаровск, ул. Тихоокеанская, 136.

i 1 9 7 8 1

РНБ Русский фонд

2006^4 18236

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. ЛЕГИРОВАННЫЕ БЕЛЫЕ ЧУГУНЫ СО СПЕЦИАЛЬНЫМИ СВОЙСТВАМИ.

1.1. Область применения легированных белых чугунов функционального назначения

1.2. Влияние легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования белых чугунов

1.2.1. Хромистые чугуны

1.2.2. Марганцевые чугуны

1.2.3. Ванадиевые чугуны

1.2.4. Молибденовые чугуны

1.2.5. Вольфрамовые чугуны

1.2.6. Комплексно-легированные чугуны.

1.3. Термическая обработка легированных белых чугунов

1.4. Специальные свойства белых легированных чугунов

1.4.1. Износостойкие чугуны

1.4.2. Коррозионностойкие чугуны

1.4.3. Жаростойкие чугуны.

1.5. Комбинированное влияние углерода и легирующих элементов на механические и специальные свойства белых чугунов

1.6. Резюме по литературному обзору и постановка задач исследований

ГЛАВА 2. МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ.

2.1. Подготовка образцов к исследованиям

2.2. Методики исследований плотности, объемных изменений и кристаллизационных параметров.

2.2.1. Плотность и объемные характеристики

2.3. Стандартные методы исследования структур и свойств металлов

2.4. Методики исследования специальных свойств

2.4.1. Измерение теплопроводности

2.4.2. Исследования коррозионностойкости

2.4.3. Методика исследования жаростойкости с применением дериватографа

2.4.4. Исследование износостойкости

2.5. Элементно-фазовый и рентгеноструктурный анализы.

2.6. Измерение электросопротивления в твердом состоянии

ГЛАВА 3. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРОЦЕССЫ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ, ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ И

ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ СВОЙСТВА МАЛОУГЛЕРОДИСТОГО БЕЛОГО ЧУГУНА В ЛИТОМ СОСТОЯНИИ

3.1. Исследование влияния легирующих элементов на строение жидкого чугуна методом гамма-проникающих излучений

3.2. Исследование влияния легирующих элементов на процессы кристаллизации белого чугуна

3.2.1. Влияние хрома

3.2.2. Влияние вольфрама

3.2.3. Влияние молибдена

3.2.4. Влияние марганца

3.2.5. Влияние ванадия

3.3. Сравнительная оценка влияния легирующих элементов на кристаллизационные параметры малоуглеродистого белого чугуна

3.4. Влияние легирующих элементов на процесс структурообразования белого чугуна

3.5. Физико-механические свойства легированных белых чугунов

3.5.1. Физические свойства.

3.5.2. Механические свойства легированного белого чугуна

3.6. Влияние легирующих элементов на износостойкость белого чугуна в литом состоянии

3.7. Влияние легирующих элементов на коррозионностойкость белого чугуна

3.8. Влияние легирующих элементов на жаростойкость белого чугуна в литом состоянии

3.9. Выводы

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ

ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ, ТВЕРДОСТЬ И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ БЕЛЫХ ЛЕГИРОВАННЫХ ЧУГУНОВ

4.1. Влияние температуры закалки на твердость легированных чугунов

4.2. Влияние температуры отпуска и времени выдержки на твердость закаленных легированных чугунов

4.3. Износостойкость легированных белых чугунов после термообработки

4.4. Выводы

ГЛАВА 5. ИССЛЕДОВАНИЕ КОМПЛЕКСНОГО ВЛИЯНИЯ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРОЦЕССЫ

КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ,

ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ И ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ

СВОЙСТВА ХРОМИСТОГО БЕЛОГО ЧУГУНА В ЛИТОМ И ТЕРМООБРАБОТАННОМ СОСТОЯНИЯХ.

5.1. Влияние легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования хромистого белого чугуна. . . .152 5.2 .Влияние легирующих элементов на физико-механические твердость) свойства хромистого чугуна

5.2.1. В литом состоянии

5.2.2. В термообработаниом состоянии

5.3. Коррозионностойкость комплексно-легированных чугунов.

5.3.1. В литом состоянии

5.3.2. В термообработаниом состоянии

5.4. Износостойкость комплексно-легированного чугуна

5.5. Жаростойкость комплексно-легированного чугуна

5.6. Структурообразование и результаты микрорентгеноспектрального анализа комплексно-легированных белых чугунов

5.7. Карбидные фазы в комплексно-легированных белых чугунах

5.8. Выводы

Глава 6. ОПТИМИЗАЦИЯ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА КОМПЛЕКСНО-ЛЕГИРОВАНННОГО ХРОМИСТОГО БЕЛОГО ЧУГУНА ФУНКЦИОНАЛЬНОГО НАЗНАЧЕНИЯ.

6.1. Износостойкие комплексно-легированные хромистые чугуны в литом состоянии

6.1.1. Матрица планирования и проведение эксперимента

6.1.2. Построение диаграмм рассеяния, расчет эффектов и проверка га статистической значимости

6.1.3. Снятие эффектов — корректировка результатов наблюдений и интерпретация результатов

6.1.4. Оптимизация химического состава легированных чугунов для получения высокой износостойкости

6.2. Износостойкие комплексно-легированные хромистые чугуны после термообработки

6.3. Оптимизация химического состава коррозионностойкого комплексно-легированного хромистого чугуна в литом состоянии . . . 222 ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ.

Увеличение срока службы современного оборудования, машин и механизмов тесно связано с повышающимися требованиями к качеству и эксплуатационным характеристикам чугунов, которые требуют постоянного совершенствования их состава и технологии производства. Борьба с изнашиванием, коррозией и окислением металлов и сплавов - один из важнейших резервов повышения долговечности изделий, уменьшения расходов материалов на запасные части, комплексного улучшения качества и надежности машин и механизмов. В этой связи важной является проблема повышения служебных свойств (износостойкости, жаростойкости и коррозионностойкости) чугунных отливок, которая актуальна для многих отраслей промышленности - машиностроительной, металлургической, горнодобывающей, химической и др.

Белый чугун все более широко применяют как материал для деталей машин и механизмов, подвергающихся интенсивному изнашиванию, окислению и коррозии, хотя традиционно относили его к хрупким и низкопрочным материалам, что существенно ограничивало области его использования. Достигнутые в последние годы успехи в области легирования и термической обработки белых чугунов значительно меняют наши представления об их свойствах и возможных сферах применения.

Разработка принципов композиционного упрочнения сплавов, а также сочетания нескольких видов упрочнения (например, композиционного и дисперсионного, композиционного и деформационного) значительно облегчили оптимизацию микроструктуры и химических составов белых чугунов в зависимости от условий их эксплуатации. Структуры чугунов с эвтектическими композициями на базе специальных карбидов обеспечивают сочетание необычно высоких механических и эксплуатационных свойств. Такие белые чугуны могут обладать повышенной пластичностью, вязкостью и удароустойчивостыо, но в то же время сохранять основные преимущества белых чугунов - высокую твердость и износостойкость, и проявление композиционного упрочнении при повышенных температурах и термоцоклировании.

Современные белые чугуны - сложнолегироваиные многокомпонентные сплавы, различные по структуре и специальным свойствам. Они представляют собой отдельную группу промышленных чугунов, при затвердевании которых формируется карбидная и иная интерметаллидная фаза. Именно они, в большинстве случаев, определяют специфические свойства белых чугунов в литом состоянии.

Несмотря на обилие литературных данных по оптимизации составов комплексно-легированных белых чугунов функционального назначения с различным углеродным эквивалентом (Сэ = 2,3.4,0 %), достаточно и систематически не исследовано влияние легирующих элементов на строение жидкой фазы, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные (жаростойкость, износостойкость и коррозионностойкость) свойства низкоуглеродистого белого чугуна в литом и термообработанном состояниях.

Актуальность работы, которая выполнялась в рамках тематического плана по единому заказ-наряду Министерства образования РФ (с 2003 г.) «Исследование и разработка комплексно-легированного низкоуглеродистого белого чугуна функционального назначения», Гранта (№6/98 ГР, 01.01.98 - 2000 г.) «Исследование некоторых структурно-чувствительных параметров чугунов и установление корреляционной связи между их свойствами в жидком и твердом состояниях», определяется важной хозяйственной задачей повышения качества и свойств специальных белых чугунов.

Цель работы заключалась в исследовании влияния карбидообразующих легирующих элементов на строение расплава, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства и разработка на этой основе комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов функционального назначения влитом и термообработанном состояниях.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1. Исследование влияния легирующих элементов (Cr, W, Mo, Mn, V) на строение жидкого чугуна методами гамма-проникающих излучений.

2. Исследование влияния легирующих элементов (Mo, W, Cr, V, Мп) на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические (плотность, электро-и теплопроводность, твердость HRC и микротвердость) и эксплуатационные (жаростойкость, коррозионностойкость, износостойкость) свойства низкоуглеродистого белого чугуна в литом состоянии.

3. Исследование влияния термической обработки на структурообразование, твердость и износостойкость легированных чугунов и разработка оптимальных температурных режимов термообработки для достижения максимальных твердости и износостойкости.

4. Исследование комплексного влияния легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого белого чугуна в литом и термообработанном состояниях.

5. Оптимизация химических составов комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов функционального назначения в литом и термообработанном состояниях.

Научная новизна работы состоит в следующем:

1. Впервые методами гамма-проникающих излучений установлено наличие критических температур перехода статистически разупорядоченной структуры ближнего порядка (^о) к статистической упорядоченной структуре (/]) при охлаждении жидких не- и легированных низкоуглеродистых (2,0 - 2,1 мае. % С) белых чугунов (Жст—" Жщк):

- все легирующие элементы повышают температуры t0 и t\\ W, Mo, Мп расширяют температурный интервал перехода Жст-* Жщк (/о - a Cr и V сужают его; по степени повышения этих температур и расширения температурного интервала статистического упорядочения расплава легирующие элементы располагаются в следующий ряд при их содержании 5,0 мае. %: to, °С: Cr, V (1540) —► W (1150) Мо, Мп (1600); /Ь°С: Сг (1425) -> W (1450) Мо (1460) Мп (1475) V (1510); /0-/ь°С: V (30) W (100) —> Cr (115) ^ Мп (125) Мо (140).

Эти данные позволяют определить оптимальные температурные режимы плавки чугунов и порядок ввода легирующих присадок в расплав для снижения температуры начала статистического разупорядочения расплава t0 [1]: все легирующие элементы расширяют температурную область существования статистически упорядоченной структуры ближнего порядка ЖГцк в интервале температур t\ -7Л (/л- ликвидус); при 5,0 мае. % легирующие элементы располагаются в следующий ряд: h -/л, °С: Сг (50) W, Мо (100) V (125) — Мп (150); степень уплотнения расплава AJ0 при переходе статистически разупорядо-ченного к упорядоченному состоянию в интервале температур t0 — h зависит от удельного веса легирующих элементов;

AJo-102, имп/с: V (5,44) Сг (6,0) Мп (10,02) — Mo (11,32) W (12,3). легирующие элементы уменьшают значения коэффициента термического сжатия упорядоченного расплава (Ж1Цк) c*i в интервале температур t\ — tA, при 5,0 мае. % легирующие элементы располагаются в следующий ряд: а,, имп/с-°С: V (6,0) — Сг (4,0) Мп (3,8) Mo, W (3,0).

Следовательно, чем плотнее легирующий элемент, тем в меньшей степени сжимается жидкий сплав под воздействием температуры охлаждения.

2. Получены новые результаты по влиянию хрома и вольфрама (0.15,0 мае. %), марганца и молибдена (0.5,0 мае. %) и ванадия (0.7,0 мае. %) на кристаллизационные параметры (tA, t" (t"„), tA , гЛ, т" (т"п), гл , А/лэ„, AJ3,

AJ а,, а2 и др.), физико-механические (плотность, электро- и теплопроводность, твердость HRC микротвердость структурных составляющих чугуна Н50) и эксплуатационные (износостойкость, жаростойкость, коррозионностойкость) свойства низкоуглеродистого белого чугуна (мае. %: 2,0.2,15 С; 0,8. 1,05 Si; 0,4.0,5 Мп; 0,08 S; 0,15 Р) влитом состоянии: установлена концентрационная зависимость изменения кристаллизационных параметров легированных чугунов и дано научное обоснование установленным зависимостям; в вольфрамовых (более 7,5 мае. %), молибденовых (более 1,5 мае. %) и ванадиевых (более 3,0 мае. %) чугунах на политермах интенсивности гаммапроникающих излучений зафиксированы перегибы, характеризующие температуры начала кристаллизации карбидных фаз [(Fe,W)6C, to - (Fe,Mo)23C6, VC]; причем с повышением концентрации Мо и W температура начала кристаллизации карбидных фаз tK снижается, а в ванадиевых чугунах эта температура повышается;

- выявлена концентрационная зависимость физико-механических и эксплуатационных свойств легированных чугунов и дано научное обоснование установленным зависимостям.

3. Обоснован выбор оптимальных температурных режимов термообработки легированных белых чугунов, заключающихся в закалке с последующим низкотемпературным отпуском для достижения максимальной твердости и износостойкости: оптимальными температурами закалки являются 850 °С для марганцевых, вольфрамовых и молибденовых чугунов, 850 - 900 °С для ванадиевых и низкохромистых (до 7,5 мае. %) и 1000 °С для высокохромистых (7,5. 15,0 мае. %);

- оптимальная температура отпуска соответствует 300 °С в течение 1 - 2 часов выдержки;

- после двойной термической обработки можно получить твердость 62 HRC при 2,5 мае. % Мо (К„ = 1,6), 2,0 мс. % Мп (К„ = 1,75), 7,5 мае. % Сг (К„ = 1,75), 2,5 мае. % W (Кц = 1,75); между твердостью и износостойкостью существует прямая корреляция.

4. Установлено комплексное влияние легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства хромистого (6,0 мае. %) белого чугуна в литом и термообработап-ном состояниях и дано научное основание установленным зависимостям: выявлена концентрационная зависимость изменения кристаллизационных параметров, структурообразования и физических свойств хромистого белого чугуна, легированного дополнительно W, Мо, V, Мп; максимальная твердость и износостойкость хромистого чугуна в литом состоянии достигается при 3,0 мае. % Мо (56 HRC, Ки = 1,75), 5,0 мае. % Мп (55 IIRC, КП = 1,40), 10,0 мае. % W (56 HRC, Ки = 1,51); ванадий отрицательно влияет на повышение твердости, при этом несущественно повышает износостойкость при 7,0 мае. % 44 HRC, Ки = 1,30; исходный хромистый чугун имеет 46 HRC, К» = 1,0; при оптимальных концентрациях легирующих элементов можно их расположить в следующий ряд по эффективности повышения твердости и относительной износостойкости:

HRC: V —► Мп —> W —> Мо;

К„: V -> Мп -> W Мо; после воздушной закалки с 900 °С максимальная твердость и износостойкость хромистого чугуна наблюдается при 1,0 мае. % Мо (66,5 HRC, Кц = 1,5), 2.5 мае. % W (66 HRC, К„ = 1,5), 1,0 мае. % Мп (66,5 HRC, К„ = 2,8), 1,0 - 4,0 мае. %

V (соответственно, 64.66 HRC, Ки = 1,3.2,7); после воздушной закалки с последующим отпуском при 300 °С твердость хромистого чугуна незначительно снижается, а относительная износостойкость существенно повышается при 1,0 мае. % Мо (65 HRC, Ки = 3,0), 2,5 мае. % W (65 HRC, К„ = 2,2), 1,0 мае. % Мп (65 HRC, К„ = 3,5), 1,0 - 4,0 мае. % V (соответственно, 60.63 HRC, Ки = 1,25. 1,5); по эффективности действия легирующих элементов на относительную износостойкость при их оптимальных концентрациях они могут быть расположены в следующий ряд:

V -> W -> Мо —>Мп; с увеличением содержания легирующих элементов показатели коррозии (Am, Am', K0g. н2) хромистого чугуна в литом состоянии уменьшаются (возрастает коррозионностойкость) до 3,0 мае. % Мо, 10,0 мае. % W, 2,5 мае. % Мп, 2,0 мае. % V; по эффективности повышения коррозиопностойкости при оптимальных концентрациях легирующие элементы располагаются в следующий ряд: V —> W —>Мп —> Мо; термическая обработка (воздушная закалка или особенно воздушная закалка с последующим отпуском) способствует уменьшению коррозиопностойкости комплексно-легированных чугунов из-за измельчения структурных составляющих, приводящих к росту количества микрогальванических пар; на жаростойкость (окалиностойкость) хромистого чугуна (6,0 мае. %) легирующие элементы оказывают отрицательное влияние, кроме марганца: марганец снижает скорость окисления хромистого чугуна; если скорость окисления хромистого составляет 6-7 г/м2 при 1000 °С, то при оптимальных концентрациях марганца 1,5.2,5 мае. % она составляет 4-5 г/м2.

5. Методами математического планирования экспериментов разработаны оптимальные составы комплексно-легированных чугунов функционального назначения в литом и термообработаниом состояниях.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Экспериментальные результаты исследования влияния легирующих кар-бидообразующих элементов (V, Cr, Mn, W, Мо) на строение расплава и процессы кристаллизации, структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого белого чугуна.

2. Результаты обоснования выбора оптимальных режимов термообработки легированных белых чугунов.

3. Экспериментальные результаты комплексного влияния легирующих элементов на строение расплава, кристаллизационные параметры, физико-механические и эксплуатационные свойства хромистого чугуна в литом и термообработаниом (воздушная закалка) состояниях.

4. Результаты оптимизации составов комплексно-легированных чугунов функционального назначения влитом и термообработаниом состояниях.

Достоверность и обоснованность научных положений, выводов и рекомендаций обеспечивалась применением современных методов исследования структуры и свойств материалов, а также апробированием результатов работы в лабораториях научного центра прикладного материаловедения ХНЦ ДВО РАН.

Практическая значимость работы заключается в разработке оптимальных химических составов комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов функционального назначения в литом и термообработаниом состояниях. Предложены составы износостойких комплексно-легированных белых чугунов для производства отливок «Корпус насоса» (ЮГруЛВ), «Диск защитный» (Гру 800/40ГруЛ-8) взамен марки чугуна ИЧХ28Н2 и «Колесо рабочее» (Гру 800/40) взамен стали 35Л для предприятия ОАО «Алданзолото». Также рекомендованы составы комплексно-легированных чугунов для производства коррозионностой-ких и жаростойких отливок. Результаты исследований используются в учебном процессе при чтении лекций по дисциплине «Специальные чугуны» и при проведении лабораторных работ, а также докторантами и аспирантами кафедры «Литейное производство и технология металлов» ГОУ ВПО «ТОГУ».

Основные научные и практические результаты работы обсуждались на международной научной конференции «Синергетика. Самоорганизующиеся процессы в системах и технологиях» (Комсомольск-на-Амуре, 2000 г.), X Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов» (Екатеринбург-Челябинск, 2001 г.), Всероссийской научно-практической конференции, посвященной 70-летию кафедры «Физико-химия литейных сплавов и процессов» «Литейное производство сегодня и завтра» (Санкт-Петербург, 2001 г.), Международном симпозиуме «Принципы и процессы создания неорганических материалов» (Хабаровск, 2002 г.), Межрегиональной конференции, посвященной 70-летию ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат» (Магнитогорск, 2002 г.), Второй международной научно-практической конференции «Прогрессивные литейные технологии» (Москва, 2002 г.), Дальневосточном инновационном форуме с международным участием «Роль науки, новой техники и технологий в экономическом развитии регионов» (Хабаровск, 2003 г.), на VI съезде литейщиков России (Новосибирск, 2005).

Работа выполнялась в лабораториях Тихоокеанского государственного университета, ОАО «КнААПО» и института материаловедения ДВО РАН (г. Хабаровск).

Автор выражает признательность научному консультанту профессору, д. т. н. Ри Хосену, сотрудникам кафедры «Литейное производство и технология металлов» ТОГУ и работникам Института материаловедения ДВО РАН, оказавшим содействие при выполнении данной диссертационной работы.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Впервые методами гамма-проникающих излучений и термического анализа доказано наличие критических температур перехода статистически разупорядоченной структуры ближнего порядка /0 к статистически упорядоченной структуре t\ при охлаждении жидких не- и легированных низкоуглеродистых белых чугунов (ЖСт—>Жщк), что позволяет научно обосновать выбор оптимального температурного режима плавки и легирования.

2. Получены новые результаты по влиянию легирующих элементов на кристаллизационные параметры, структурообразование, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого чугуна в литом состоянии, и дано научное обоснование установленным концентрационным зависимостям.

3. Научно обоснован выбор оптимальных режимов термообработки (закалки с последующим НТО) легированных чугунов для достижения максимальной твердости и износостойкости при соответствующих концентрациях легирующих элементов.

4. Комплексное легирование низкоуглеродистого хромистого белого чугуна существенно изменяет кристаллизационные параметры, физико-механические и эксплуатационные свойства.

5. Комплексно-легированные чугуны после воздушной закалки обладают более высокими твердостью и износостойкостью, чем исходный хромистый чугун.

6. Методами математического планирования экспериментов оптимизированы химические составы для получения износостойких комплексно-легированных чугунов в литом и термообработанном (воздушная закалка) состояниях. Также определен оптимальный состав коррозионностойких комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов.

1. Ри X. Комплексно-легированные чугуны специального назначения / X. Ри, Э. X. Ри. Владивосток. Дальнаука, 2000.-287 с.

2. Special-Purpose alloy castings to resist abrasion. Bradley and foster Ltd., Dar-laston, England, 1976.-20 p.

3. Rohrig K. // Fonderia italiana. 1973. -№ 2. S 58-61.

4. Справочник по чугунному литыо / II.Г. Гиршович 3-е изд., - JI. : Машиностроение, 1978.-758 с.

5. Цыпин И. И. Белые износостойкие чугуны эволюция и перспективы / И. И. Цыгшн // Литейное производство, 2000. - №9. - С. 15-16.

6. Цыпин И. И. Белые износостойкие чугуны. Структура и свойства. / И. И. Цыпин. М. : Металлургия, 1983. 176 с.

7. Цыпин И. О. / И. О Цыпин, II. А. Трубицин, П. П. Крючков и др. //Литейное производство, 1970. -№2. С. 11-13.

8. Norman Т. Е. Materials for the Mining Industry, Symposium. / Т. E. Norman. Colorado. 1974.-p. 207-217.

9. Henke F. //Giesserei-Praxis, 1973. №3. - S. 52.

10. Rohrig K. //Giesserei-Praxis, 1971. -№2. S. 21-33.

11. Гарбер M.E. Отливки из белых износостойких чугунов / М.Е. Гарбер. -М.: Машиностроение, 1972. 107 с.

12. Ри X. Влияние температурных режимов плавки, модифицирующих и легирующих элементов на свойства чугунов в жидком и твердом состояниях / X. Ри.k Владивосток; Хабаровск. Изд-во Хабар, гос. техн. ун-та, 1997. - 149 с.

13. Бобро Ю. Г. Легированные чугуны / Ю. Г. Бобро. М. : Металлургия, 1976.-286 с.

14. Ри X. Влияние легирующих элементов на кристаллизацию, структурооб-разование и физико-механические свойства белого чугуна / X. Ри, Э. X. Ри,

15. В. А. Тейх, Н. Ф. Бомко, Я. В. Соболева // Литейное производство, 2000. -№10.-С. 15-17.

16. Ри Э. X. Исследование влияния легирующих элементов на свойства чугунов в жидком и твердом состояниях и разработка на этой основе сплавов специального назначения. : автореф. дис . канд. техн. наук. / Э. X. Ри. Комсомольск-на-Амуре, 1999.-24 с.

17. Жуков А. А. Износостойкие отливки из комплексно-легированных белых чугунов / А. А. Жуков, Г. И. Сильман, М. С. Фрольцов. М. : Машиностроение, 1984. - С. 102.

18. Бунин К.П. Строение чугуна / К. П. Бунин, Ю. Н. Таран М. : Металлургия, 1972. 160 с.

19. Онуки Тэру. Характеристика белого чугуна и свойства прокатываемого материала. / Т. Онуки // РЖ Металлургия. 1978. - С. 82.

20. Пикулина JI.M. Отливки из белого комплексно-легированного чугуна

21. JI. М. Пикулина, К. Н. Миняйловский // Литейное производство. 1979. - №2. — С. 29.

22. Поддубный А.Н. Износостойкие отливки из белых чугунов для металлургии и машиностроения. Монография / А. Н. Поддубный, Л. М. Романов. —. Брянск: Придесенье, 1999. 120 с.

23. Колокольцев В.М. Взаимосвязь структуры, механических свойств и изкносостойкости сплавов системы железо-углерод-ванадий / В. М. Колокольцев,

24. М. Г. Потапов, С. В. Арисов // Литейные процессы. Вып. 2. : Межрегион, сб. науч. тр. Магнитогорск; МГТУ, 2002.

25. Молочков П. А. Влияние легирующих элементов на свойства белых износостойких чугунов. / П. А. Молочков, С. В. Арисов, В. М. Сидоренко //Литейные процессы. Вып. 2 .: Межрегион, сб. науч. тр.- Магнитогорск; МГТУ, 2002.

26. Войнов Б. А. Износостойкие сплавы и покрытия / Б. А. Войнов. — М. : Машиностроение, 1980. — 120 с.

27. Гольдштейн Я. Е. Структура и свойства износостойких белых чугунов / Я. Е. Гольдштейн, Н. С. Хисматуллина, и др. // МиТОМ. 1986. - №8.

28. Хаджи А. Влияние легирующих элементов на кристаллизацию и свойства высокохромистого чугуна. / А. Хаджи, Л. М. Романов, Л. Я. Козлов // Литейное производство. — 1988. № 11. - С. 4.

29. Maratray F. Alloyed abrasion and wear resisting white irons. In Foundry Technology for the '80 s. University of Warwick, Birmingham, 1979. pp. 7.1-7.13.

30. Таран Ю. Н. Структура эвтектических сплавов / Ю. Н. Таран, В. И. Ма-зур. -М. : Машиностроение, 1978.-312 с.

31. Чаплинский А. В. Эффективный материал для лопастей дробеметных аппаратов / А. В. Чаплинский, Т. С. Скобло и др. // Литейное производство.' 1998. -№10.-С. 16.

32. Скобло Т.С. Влияние карбидной фазы на свойства центробежнолитых k валков с рабочим слоем из высокохромистого чугуна / Т. С. Скобло, Е. Г. Попова и др. // Литейное производство. 2001. -№8. -С. 7.

33. Колокольцев В. М. Износостойкие чугуны для отливок деталей дробеметных камер / В. М. Колокольцев, О. А. Назаров и др. // Литейное производство. 1992.-№7.-С. 11.

34. Колокольцев В .М. Совершенствование режимов плавки высокохромистого чугуна и термообработка отливок из него / В. М. Колокольцев, В. Н. Аксе-. нов и др. // Литейное производство. 1994. -№3. С. 5-6.

35. Вороненко Б. И. Износостойкие белые чугуны для прокатных валков / Б. И. Вороненко //Литейное производство. 1993. — № 10. — С. 8.

36. Рожкова Е. В. Износостойкие чугуны с повышенной обрабатываемостью / Е. В. Рожкова, И. Е. Ватковская, И. И. Цыпин // Литейное производство. 1984. -№8. С. 8.

37. Косилов А. А. Термообработка высокохромистого чугуна / А. А. Коси-лов, А. А. Круглое, В. Н. Ребонен // Литейное производство. 2001. — №6. — С. 1314.

38. Шолобов Е. В. Прогнозирование свойств хромистых чугунов на основе использования углеродного эквивалента / Е. В. Шолобов, Л. Я. Козлов и др. //МиТОМ. 1984. №7.-С. 16-18.

39. Гиршович Н. Г. Кристаллизация и свойства чугуна в отливках / Н. Г. Гиршович.-М-Л, Машиностроение, 1966.

40. Цибрий В. В. Исследования изнашивания дробеметных лопастей и выбор литых износостойких сплавов для них. Автореф. дисс.канд. техн. наук. -Харьков, 1970.

41. Рожкова Е. В. Износостойкие чугуны с повышенной обрабатываемостью / Е. В. Рожкова, И. Е. Ватковская, И. И. Цыпин // Литейное производство. 1984. -№8.-С. 8.

42. Бодяко А. М. Отливки из высокохромистых чугунов, полученные литьем намораживанием / А. М. Бодяко // Литейное производство. 1999. №9. С. 8-11

43. Покалов В. Черные и легирующие металлы. Проблемы и прогноз. // Национальная металлургия. 2002. -№1. С. 3-15.

44. Колокольцев В. М. Основы синтеза износостойких литейных сталей и чугунов / В. М. Колокольцев // Литейное производство. 1995. — №4, 5. — С. 6 — 7.

45. Садовский В. М. Влияние содержания углерода и хрома на свойства высокохромистого чугуна / В. М. Садовский, О. С. Комаров и др. // Литейное производство. 1998.-№5.-С. 12-13.

46. Поддубный А. Н. Изготовление литых чугунных мелющих шаров

47. А. Н. Поддубный, II. II. Александров и др. // Литейное производство. 1994. -№8.- С. 8-10.

48. Поддубный А. II. Мелющие шары из чугуна, изготовленные кокильным литьем / А. Н. Поддубный // Литейное производство. 1998. №1. - С.8.

49. Колокольцев В. М. Износостойкость двойных сплавов на основе железа /к

50. B. М. Колокольцев // Литейное производство. 1996. №4. - С. 5.

51. Печенкина Л. С. Разработка износостойких спмозакаливающихся сплавов для тонкостенных точнолитых деталей. Автореф. дисс.канд. техн. наук.

52. Л. С. Печенкина. Курск, 2000.

53. Петров Л. А. Исследование высокотемпературной коррозии чугунов ЧС5Ш, ЧХ28 и ЧЮ22Ш /Л. А. Петров, А. И. Беляков, В. А. Таржуманова // Литейное производство. 1999. -№10. С. 23-24.

54. Ри X. Коррозионная стойкость и жаростойкость легированных белых чугунов / X. Ри, Э. X. Ри, В. А. Тейх и др. // Литейное производство. 2000. №3.1. C. 13-14.

55. Боголюбский С. Д. Коррозионная стойкость сталей для изготовления ножей. / С. Д. Боголюбский, В. В. Гук, А. П. Шлямнев // Металловедение и термическая обработка металлов. 2001 -№7. С. 10-12.

56. Комаров О. С. Термостойкость высокохромистых чугунов / О. С. Кома-, ров, В. М. Садовский и др. //МиТОМ. 2002. -№1. С.29-31.

57. Лучкин В. С. Факторы износостойкости белых хромистых чугунов

58. В. С. Лучкин, В. М. Снаговский, Ю. Н. Таран // Литейное производство. 1976. -№11. -С. 9.

59. Воробьева Э. Л. Структура белого чугуна и ее соответствие правилу Шарпи / Э. Л. Воробьева, Б. А. Мигачев, Т. С. Скобло // МиТОМ. 1975. №5. -С. 48.

60. Цыпин И. И. Новый абразивно-коррозионный белый чугун / И. И. Цыкпин, М. Е. Гарбер, С. С. Михайловская // Литейное производство. 1978. — С. 31— 32.

61. Иодковский С. А. / С. А. Иодковский, В. С. Дуб, И. С. Ивахненко // Изв.вузов. Черная металлургия. 1965. — №3.

62. Ивахненко И. С. Измерение плотности жидкой стали по поглощению проникающего излучения / И. С. Ивахненко // Научно-техническая информация о работах ЦНИИТМаша. М. : ОНТ ЦНИИТМаша, 1966. Вып. 62. -С. 79-84.

63. Мильман Б.С. Плотность жидкого чугуна и процессы его структурообразовання / Б. С. Мильман, Б. И. Клочнев, И. С. Ивахненко и др. // Литейное производство. 1969. №5. - С. 26-28.

64. Неразрушающие испытания. Справочник / Под ред. Р. Мак-Мастера. М.: Энергия, 1965.-504 с.

65. Гамма-метод в металлургическом эксперименте: Сб. науч. трудов. Новосибирск. Институт теплофизики СО АН СССР, 1981.

66. Испытание материалов. Справочник / Под. ред. X. Блюменауэра. пер с нем. 1979.-448 с.

67. Новецкий Л. А. Теплофизические свойства металлов при низких температурах / Л. А. Новецкий, И. Т. Кожевников. М. : Машиностроение, 1975.

68. Матунов Е. С. Теплофизические измерения в монотонном режиме / Е. С. -Матунов. Л. : Энергия, 1973.

69. Жук Н. П. Курс теории коррозии и защиты металлов /Н. П. Жук. М. : Металлургия, 1976. - 472 с.

70. Розенфельд И. J1. Ускоренные методы коррозионных испытаний металлов / И. J1. Розенфельд, К. А. Жигелова. М. : Металлургия, 1966. - 347 с.

71. Романов В. В. Методы исследования коррозии металлов / В. В. Романов. М. : Металлургия, 1965. - 280 с.

72. Чекмарева J1. И. Исследование процессов коррозии металлов / J1. И., Чекмарева. Хабаровск: Изд. ХГТУ, 1983. - 178 с.

73. Уэнланд У. Термические методы анализа / У. Уэнланд. М. : Мир, 1978.-526 с.

74. Никитин В. И. Расчет жаростойкости материалов / В. И. Никитин. — М. : Металлургия, 1976.

75. Кубышевский О. Окисление металлов и сплавов / О. Кубышевский, С. Б. Гокнин.-М.: Металлургия, 1965.

76. Архаров В. И. и др. О термодинамике и кинетике с участием активированных комплексов / В. И. Архаров и др. // Защитные покрытия на металлах. 1972.-№6.-С. 24-28.

77. Васильев Д. М. Дифракционные методы исследования структуры / Д. М. Васильев. М. : Металлургия, 1977. - 247 с.

78. Уманский Я. С. Рентгенография металлов / Я. С. Уманский. М. : Металлургия, 1967. - 235 с.

79. Уманский Я.С. Рентгенография металлов и полупроводников/ Я. С. Уманский. М. : Металлургия, 1969.-496 с.

80. Белых В. В. Исследование физико-механических свойств железоуглеродистых сплавов и разработка на этой основе методов контроля и прогнозирования качества отливок: Автореф. дис.канд. техн. наук. / В. В." Белых. — Комсомольск-на-Амуре, 1999. 24 с.

81. Серпик J1. Г. Разработка, исследование и применение износостойких белых чугунов высокой прокаливаемости. : автореферат дисс . канд. техн. наук / J1. Г. Серпик. Тула, 1991. - 24 с.

82. Шубина М. В. Повышение свойств чугунных мелющих шаров и кокилей для их литья. : автореферат дисс . канд. техн. наук / М. В. Шубина. Магнитогорск, 2002. - 24 с.

83. Ри X. Влияние компонентов на свойства жидкой фазы и структурообра-зование синтетических чугунов / X. Ри. Владивосток; Хабаровск: изд-во ХГТУ, 1997.- 196 с.

84. Гуляев А. П. Металловедение / А. П. Гуляев. М. : Металлургия, 1977. - ь541 с.

85. Ри X. Использование шеелитового концентрата для производства ферровольфрама / X. Ри, С. II. Химухин и др. // Сб. науч. тр. «Современные проблемы. машиностроительного комплекса». — Хабаровск: Изд-во ХГТУ, 1998.

86. Ри Хосен. Об упорядочении структуры ближнего порядка жидких чугу- k нов при охлаждении / X. Ри, В. А. Тейх // Черная металлургия. М. : 1980. С. 123126

87. Ри Хосен. Влияние температурных элементов обработки расплавов / X. Ри, Д. Н. Худокормов, Н. И. Клочнев // Литейное производство. 1982. № 5. - С. 1-3.

88. Takeda. Technol.Rep. Tohoku. Liniv, ю, 1931, p. 49-92.

89. Hansed M, Der Aufbau der Zweistofflegierngen, Berlin, Springer, 1936, S689.

90. Сильман Г. И. Диаграммы состояния металлических систем / Г. И. Сильман. -М. : Наука, 1971.-С. 233-237.

91. Гудермон Э. Специальные стали / Э. Гудермон / Под. ред. А. С. Займов-ского и М.Л. Бернштейна. М. : 1960. - С. 16-38.

92. A. Hultgren u. Mitarbeiter. Kunge. Svenska vetenskapsakad. Hande., 4 ser., 4, " —№3, Stockholm, 1953.

93. Самсонов Г. В. Тугоплавкие соединения / Г. В. Самсонов. — М. : Гостех-издат, 1963.-398 с.

94. Троцкий Г .Н. Свойства чугуна / Г. Н. Троцкий. М. : Металлургиздат,

95. Strauss J. Metals Handooe, Amer. Soc. Cleveland, 1948 P. 1219.

96. Сильман Г. И. Методика термодинамического анализа тройных систем в области трехфазного равновесия / Г. И. Сильман. М. : Наука, 1971. - С. 233-237.

97. Румшиский JI. 3. Математическая обработка результатов эксперимента /Л. 3. Румшиский. -М. : Наука, 1971. 192 с.

98. Спиридонов А. А. Планирование эксперимента при исследовании и оптимизации технологических процессов/ А. А. Спиридонов, Н. Г. Васильев. -Свердловск : изд-во УПИ им. С.М. Кирова, 1975. С. 140.

99. Зажигаев Л. С. Методы планирования и обработки результатов физического эксперимента / Л. С. Зажигаев, А. А. Кишьян, Ю. И. Романиков. — М. Атомиздат, 1978. С. 232.

100. Адлер Ю. П. Планирование эксперимента при поиске оптимальных условий / Ю. П. Адлер, Е. В. Меркова, Ю. В. Грановский. -М. : Изд-во «Наука», 1976.-267 с.

101. ГОСТ 23. 208-79 Метод испытания материалов на износостойкость о нежестко закрепленные абразивные частицы. М. : Изд-во стандартов, 1980. 6 с.

102. Малик И. В. Исследование влияния марганца на механизм и кинетику кристаллизации чугуна : дис . канд. тех. наук / И. В. Малик. — Днепропетровск, 1980.-24 с.

103. Штейман Е. Л. Особенности формирования структуры ванадийсодер-жащих износостойких наплавок // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002-№12.-С. 31-32.

104. Вишнякова Е. Н. Технологические характеристики высокохромистых чугунов для прокатных валков / Е. Н. Вишнякова, Э. М. Темников и др. // Литейное производство. 1983.-№11. С. 11-12.

105. Рожкова Е. В. Процессы, протекающие при отпуске износостойких чугунов / Е. В. Рожкова, М. Ю. Иванова // Металловедение и термическая обработка металлов. 1987. №7. - С. 35-36.

106. Карпенко М. И. Легирование и модифицирование чугунов для износостойких отливок / М. И. Карпенко, Е. И. Марукович // Литейное производство. k 1999.-№9.-С. 27-28.

107. Романов О. М. Износостойкие лопатки дробеметных аппаратов / О. М. романов, Е. В. Рожкова и др. // Литейное производство. 1981. №1. — С. 26-275.