Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Особенности процессов кристаллизации конструкционных чугунов. Роль модифицирования. (Литературный обзор) 13
1.1. Структурообразование и фазовые превращения в системе Fe–C 13
1.1.1. Классификация Fe–C сплавов. Диаграммы состояний Fe–Fe3C и Fe–C 13
1.1.2. Структурообразование и фазовые превращения в белых чугунах 18
1.1.3. Процессы структурных и фазовых превращений в серых чугунах с пластинчатым графитом 27
1.1.4. Структура и кристаллизационные процессы в высокопрочных чугунах с шаровидным графитом 33
1.2. Модифицирование сплавов на основе Fe–C. Основные теории и механизмы модифицирования 35
1.3. Типы модификаторов и их роль в формировании структуры чугунов 1.3.1. Традиционно-используемые модификаторы для чугуна 45
1.3.2. Модификаторы на основе ультра- и нанодисперсных порошковых материалов 51
1.4. Постановка задач исследований 57
Глава 2. Материалы и методы исследования 62
2.1. Материалы и объекты исследования 63
2.1.1. Характеристика и концентрация модифицирующей смеси, вводимой в расплав 63
2.1.2. Методика получения и характеристики конструкционных чугунов марок ИЧХ28Н2, СЧ25 и ВЧ60 69
2.2. Методы исследования химического состава и структурно-фазового состояния материалов 72
2.2.1. Рентгенофлуоресцентный анализ 72
2.2.2. Дисперсионный анализ 72
2.2.3. Оптико-эмиссионный спектральный анализ 73
2.2.4. Рентгенофазовый анализ 73
2.2.5. Растровая электронная микроскопия 74
2.2.6. Просвечивающая электронная микроскопия 75
2.3. Исследования физико-механических свойств 76
2.3.1.Определение плотности отливок из чугунов 76
2.3.2. Определение твердости и микротвердости 77
2.3.3. Испытание отливок чугунов методом одноосного сжатия 78
2.3.4. Триботехнические исследования 78
2.3.5. Исследования на коррозионную устойчивость 79
2.3.6. Дифференциальный термический анализ 80
Глава 3. Структурообразование чугуна ИЧХ28Н2 при введении модифицирующей смеси 81
3.1. Механизмы взаимодействия модифицирующей смеси с расплавом чугунов и формирование кристаллической структуры 81
3.2. Влияние модифицирующей смеси на структурно-фазовое состояние чугуна ИЧХ28Н2
3.2.1. Структурно-фазовое состояние исходного чугуна ИЧХ28Н2 84
3.2.2. Влияние модифицирующей смеси на структурообразование чугуна ИЧХ28Н2 96
3.3. Кинетические особенности кристаллизационных процессов в чугуне ИЧХ28Н2 105
3.4. Влияние модифицирующей смеси на дефектную структуру и поля напряжений чугуна ИЧХ28Н2 108
3.5. Влияние модифицирующей смеси на физико-химические и механические свойства чугуна ИЧХ28Н2 113
3.5.1. Исследования микротвердости и плотности отливок ИЧХ28Н2 113
3.5.2. Исследование деформационного поведения чугуна ИЧХ28Н2
методом одноосного сжатия 113
3.5.3. Характеристика износостойкости чугуна ИЧХ28Н2 118
3.5.4. Коррозионные свойства чугуна ИЧХ28Н2 в кислотных средах 121
3.6. Влияние модифицирующей смеси на упрочнение чугуна ИЧХ28Н2 122
3.7. Заключение по главе 3 132
Глава 4. Структура и физико-механические свойства серого чугуна СЧ25 до и после введения модифицирующей смеси 141
4.1. Влияние модифицирующей смеси на структурно-фазовое состояние чугуна СЧ25 141
4.2. Особенности кристаллизационных процессов в сером чугуне СЧ25 155
4.3. Влияние модифицирующей смеси на физико-механические свойства чугуна СЧ25 157
4.3.1. Деформационное поведение чугуна СЧ25 157
4.3.2. Износостойкость отливок чугуна СЧ25
4.4. Влияние модифицирующей смеси на упрочнение серого чугуна СЧ25 161
4.5. Заключение по главе 4 164
Глава 5. Влияние модифицирующей смеси на структуру и свойства высокопрочного чугуна ВЧ60 169
5.1. Влияние модифицирующей смеси на структурно-фазовое состояние чугуна ВЧ60 169
5.2. Особенности кристаллизационных процессов в чугуне ВЧ60 178
5.3. Влияние модифицирующей смеси на физико-механические свойства чугуна ВЧ60 180
5.3.1. Исследование отливок чугуна ВЧ60 методом одноосного сжатия 181
5.3.2. Исследования износостойкости высокопрочного чугуна ВЧ60
5.4. Влияние модифицирующей смеси на упрочнение чугуна ВЧ60 182
5.5. Заключение по главе
Заключение 190
Список условных обозначений 196
Список литературы
- Процессы структурных и фазовых превращений в серых чугунах с пластинчатым графитом
- Методика получения и характеристики конструкционных чугунов марок ИЧХ28Н2, СЧ25 и ВЧ60
- Влияние модифицирующей смеси на структурно-фазовое состояние чугуна ИЧХ28Н2
- Влияние модифицирующей смеси на физико-механические свойства чугуна СЧ25
Процессы структурных и фазовых превращений в серых чугунах с пластинчатым графитом
В серых чугунах значительная часть углерода находится в свободном состоянии в виде пластинчатого графита. Кристаллизация и структурообразование в таких чугунах происходят при медленном охлаждении по стабильной диаграмме Fe–C (рисунок 1.1, а).
При рассмотрении кристаллической структуры аустенита, цементита и графита следует обратить внимание на то, что кристаллические структуры цементита и аустенита близки, а кристаллические структуры аустенита и графита сильно отличаются (таблица 1.1) [23]. Образование кристаллов цементита из жидкости, а также из аустенита будет проходить легче, чем при кристаллизации графита [23]. Это следует учесть при рассмотрении диаграммы состояния Fe-C (рисунок 1.1, а), так как кинетически из жидкости и из аустенита более выгодна кристаллизация состава А + Ц или Ф + Ц, а не состава А + Гр или Ф + Гр. Однако, графит является более устойчивой фазой, и значит, что состав А + Гр или Ф + Гр обладает меньшей свободной энергией и, следовательно, термодинамические факторы способствуют образованию графита, а не цементита [15, 16, 23].
Из диаграммы состояния Fe-C, представленной на рисунке 1.1, а, видно, что образование составов А + Гр или Ф + Гр происходит при более высоких температурах, следовательно, линии фазовых равновесий смещаются в область более высоких температур. Таким образом, диаграмма состояния Fe-C представлена двойными линиями, где сплошные линии соответствуют фазовому равновесию составов А + Ц и Ф + Ц, а штриховые линии фазовому равновесию составов А + Гр и Ф + Гр (рисунок 1.1, а). Смещение влево линий S E и CD относительно линий SE и CD обусловлено меньшей способностью жидкости и аустенита растворять графит, чем цементит [16, 23].
На процесс графитизации, т. е. выделение графита, влияют скорость охлаждения отливки и химический состав чугуна. Для непрерывного выделения графита необходимо медленное охлаждение. При этом чем ниже температура расплава, тем меньше должна быть скорость охлаждения отливки. Если при какой-то температуре скорость охлаждения больше скорости, обеспечивающей выделение графита, то его выделение частично или полностью прекращается. Введение графитизирующих элементов, таких как Si, Ті, Ni, Си, А1, способствует выделению углерода в виде пластинчатого графита в серых чугунах. Введение Mn, Mo, Сг, V, W, S препятствует выделению графита, поэтому такие элементы относится к антиграфитизирующим.
В зависимости от условий кристаллизации в серых чугунах образуется различная структура металлической основы (рисунок 1.7). При очень малой скорости охлаждения в интервале температур 738723 С произойдет полное превращение А Ф и получится ферритная металлическая основа с графитными включениями, т. е. структура Ф + Гр (рисунок 1.7, а). Серые чугуны на ферритной основе имеют низкие механические свойства, малую выносливость и хрупкость [16, 23].
При увеличении скорости охлаждения часть А, расположенного около графитных включений при охлаждении в интервале температур 738723 С между линиями P S K и PSK, превратится в Ф. Оставшийся А, расположенный вдали от графитовых включений, переохладится ниже линии PSK и распадется по эвтектоидной реакции А - Ф + Ц. Таким образом, формируется серый чугун на феррито-перлитной основе с графитовыми включениями (рисунок1.7, б), имеющий более высокие механические свойства, чем в сером чугуне на ферритной основе [18, 23].
При большой скорости охлаждения превращение А в Ф в интервале температур 738723 С между линиями P S K и PSK произойти не успеет, поэтому А переохладится ниже линии PSK и распадется на П. Получится перлитная структура с графитными включениями, т. е. структура П + Гр (рисунок1.7, в). Серый чугун на перлитной основе является наилучшим видом литейного серого чугуна, который имеет наиболее высокие механические свойства и может быть использован также как антифрикционный сплав [16, 19].
Таким образом, при кристаллизации и структурообразовании серых чугунов независимо от содержания углерода в сером чугуне получаются структуры, представленные на рисунке 1.7. Известно, что в состав серых чугунов кроме Fe и С входит ряд примесей (Si, Mn, S, Р и др.), которые существенно влияют на струк 30 турно-фазовое состояние и механические свойства отливок [15, 16, 18, 23, 46, 47]. Примеси могут образовывать неметаллические включения различного фазового состава, а также влиять на механические свойства и обработку серого чугуна [46, 47]. Типичными неметаллическими включениями, часто встречающимися в структуре серых чугунов, являются: сульфид марганца, фосфиды железа, сили-коферрит, оксиды и др. [17, 18, 23]. Фазообразование вышеуказанных включений имеет различное влияние на структуру и механические свойства серых чугунов и зачастую носит неоднозначный и противоречивый характер.
Так, например, Mn в расплаве чугуна увеличивает устойчивость карбидов железа, образуя карбид Мn3С, и препятствует выделению графита. При этом, взаимодействуя с S и нейтрализуя ее вредное воздействие, образует сульфид марганца (MnS), который переходит в шлак [48]. Кроме того, в работах [4, 49] показано, что включения сульфида марганца типа Mn(X)S (где Х – это стабильные оксиды, которые могут выступать в роли ядер для формирования сульфида марганца) могут становится центрами кристаллизации графита, но при этом важно соблюдать оптимальное соотношение Mn и S.
Методика получения и характеристики конструкционных чугунов марок ИЧХ28Н2, СЧ25 и ВЧ60
Для изучения физико-химических и физико-механических свойств отливок высокохромистого, серого и высокопрочного чугунов, полученных по обычной заводской технологии и после модифицирования ультрадисперсной смесью, были использованы современные методы исследования материалов, соответствующие российским и зарубежным стандартам.
Химический и фазовый состав модифицирующей смеси исследовали методами рентгенофлуоресцентного и рентгенофазового анализа. Гранулометрический анализ частиц модифицирующей смеси проводили методом лазерной дифракции. Химический состав отливок из чугунов определяли оптико-эмиссионным спектральным анализом.
Основными методами структурных исследований отливок в диссертационной работе являлись просвечивающая электронная дифракционная микроскопия, рентгенофазовый анализ и растровая электронная микроскопия. С использованием этих методов выявлялись морфологические характеристики структурных составляющих отливок (форма и размер графита, карбидов, эвтектики, неметаллических включений и т. д.), фазовый состав, качественное и количественное соотношение фаз, особенности их строения и т. д. Особое внимание было уделено изучению образцов методом просвечивающей электронной микроскопии, с помощью которой проводили идентификацию фаз в отливках, определяли объемную долю фаз, размер частиц и место их локализации, скалярную плотность дислокаций и амплитуды внутренних напряжений.
Для оценки физико-механических и химических свойств исследуемых материалов проводились испытания на твердость, одноосное сжатие, износостойкость и коррозионную устойчивость. Выбор исследуемых физико-механических свойств обусловлен основными эксплуатационными характеристиками получаемых чугунов.
В качестве модифицирующей смеси (МС) использовали ультрадисперсные порошки TiO2, ZrO2 и Na3AlF6. Ультрадисперсные порошки TiO2 и ZrO2 были получены термохимическим методом из растворимых солей редких металлов на производственных мощностях ООО «Лазерхим» (г. Донецк, Украина). В качестве поверхностно-активного вещества использовали криолит технический [152]. Однородная смесь была получена механическим путем с использованием смесителя. На рисунке 2.1 представлена рентгенограмма, из которой видно, что модифицирующая смесь состоит преимущественно из следующих фаз: TiO2 (анатаз), ZrO2 (бадделеит) и Na3AlF6 (криолит). Кристаллографические параметры обнаруженных фаз соответствуют табличным значениям. По данным рентгенофлуоресцент-ного анализа в состав МС входит ряд примесей тугоплавких металлов, таких как Nb, Hf, Mg, Fe, Cr, Sr, Мо, количество которых не превышает 5 масс. %.
64 На рисунке 2.2 представлены результаты исследований модифицирующей смеси методом растровой электронной микроскопии. Из рисунка 2.2, в, г видно, что частицы имеют различную форму со средним размером преимущественно 1 мкм, и образуют агломераты (рисунок 2.2, а, б).
РЭМ изображения модифицирующей смеси при различном увели чении Согласно гистограмме распределения частиц по размерам (рисунок 2.3), частицы МС имеют размер в диапазоне 0,0714 мкм. Средний размер частиц МС составляет dср. 0,9 мкм, стандартное отклонение 1,2 мкм. Площадь удельной поверхности ультрадисперсных порошков МС, измеренной по методу БЭТ, составляет 2,9 м2/г.
В литературном обзоре было показано, что модификаторы и модифицирующие смеси на основе ультра- и нанодисперсных частиц различных химических составов показали свою эффективность, обусловленную преимущественно размерным фактором.
В диссертационных работах В.Т. Калинина и В.А. Чайкина [6, 82] показано, что для кристаллизации чугунов с мелкодисперсной структурой в 1 см3 расплава необходимо создать не менее 106 штук центров кристаллизации. Кроме этого, в работе [153] имеются данные, показывающие, что количество неметаллических включений (зародышей) для кристаллизации графита составляет как минимум 108 см3. И если в расплав внести соответствующее количество дисперсных частиц, являющихся источниками центров кристаллизации, то эффективность внепечной обработки расплава резко возрастает [6].
Обычно ультра- и нанодисперсные порошки рассматривают с точки зрения фазового состава и размеров частиц [6]. Для характеристики дисперсной системы используется [17, 154]: поперечный размер частиц d, м; дисперсность D = 1/d, м-1; удельная поверхность (Sуд), м2/г. Именно эти показатели наиболее важны, т. к. увеличение удельной межфазной поверхности приводит к интенсификации про 66 цессов, протекающих на границе «частица – расплав», а поперечный размер частицы определяет объемную долю и соответственно количество частиц, которое может быть внесено в расплав и послужить центрами кристаллизации [5].
Рассмотрим модифицированный расплав как дисперсную (коллоидную) систему, в которой дисперсной фазой являются ультрадисперсные частицы МС, а дисперсной средой – металлический расплав. Рассчитаем количество частиц МС вносимых в 1 см3 расплава. Расчет будем производить согласно распределению частиц по размерам (рисунок 2.3) в диапазоне от 0,3 мкм до 2,2 мкм, так как в этом диапазоне находится большая доля частиц, а также и для среднего размера dср = 0,9 мкм.
Влияние модифицирующей смеси на структурно-фазовое состояние чугуна ИЧХ28Н2
Микротвердость высокохромистого чугуна измеряли по структурным составляющим образов: матрицы и карбиду (Cr,Fe)7C3. Установлено, что микротвердость матрицы исходного образца составляет 389 НV +5 % , а образца после введения МС - 444 НV +5 % . После введения МС также увеличилась микротвердость карбида (Cr,Fe)7C3, которая составила 2239 НV +5 %, в исходном состоянии микротвердость (Cr,Fe)7C3 в образцах составила 2012 НV +5 %.
При исследовании плотности отливок высокохромистого чугуна было выявлено, что для исходных чугунов значение составляет 7300+100 кг/м3, а для образцов после введения МС - 7800+100 кг/м3, что существенно больше по сравнению с исходным образцом.
В настоящей диссертационной работе было исследовано влияние МС на деформационное поведение и разрушение чугуна марки ИЧХ28Н2 в исходном состоянии и после введения МС [185]. На рисунке 3.21 представлены зависимости напряжения а и коэффициента деформационного упрочнения 0 = dddz от деформации є. Анализ последнего показал, что пластическая деформация осуществ 114 ляется в две стадии: 1) стадия параболического упрочнения (III) с интенсивно меняющимся коэффициентом; 2) стадия параболического упрочнения (III) с низким и почти не меняющимся коэффициентом деформационного упрочнения (IV). Основные параметры кривых деформации приведены в таблице 3.9, где - пластичность, АЄІ, Аі и аі, ЄІ - соответственно протяженность стадии, изменение коэффициента деформационного упрочнения, напряжение начала стадий. идет с большей скоростью, чем у чугуна после введения МС (быстрее уменьшается значение коэффициента деформационного упрочнения). Это приводит к тому, что уровень напряжения на этой и последующей стадиях для чугуна после введения МС всегда выше, чем для исходного. Это различие становится заметным уже с 1 % деформации. Наступление IV стадии в исходном образце происходит при деформации 6,1 %, а после введения МС - 9,4 %. Данная стадия характеризуется низким постепенно убывающим коэффициентом деформационного упрочнения. Деформация заканчивается развитием магистральной трещины и разрушением образца. Этот процесс начинается при достижении предела прочности 1600 МПа в исходном чугуне и 2450 МПа - в чугуне после введения МС [185].
Пластическая деформация чугуна после введения МС на всех стадиях характеризуется большей продолжительностью. Протяженность стадии IIIi больше для чугуна после введения МС, чем для исходного на 1,6 %, Ш2 - 1,7, IV - 7,4 %. Продолжительность четвертой стадии у чугуна после введения МС в три раза выше, чем у исходного. Совокупное увеличение протяженности каждой стадии приводит к увеличению пластичности чугуна после введения МС на 10,7 %. Разрушение исходного чугуна происходит при деформации, когда у чугуна после введения МС наступает стадия IV. В результате пластичность чугуна после введения МС составила 20 %, а исходного - 9,3 %, т.е. пластичность после введения МС возросла более, чем в два раза. Из полученных кривых деформации следует, что введение МС в расплав привело к увеличению отношения предела прочности к пределу текучести высокохромистых чугунов с 1,6 до 2,45, что является положительной характеристикой для изделий, работающих в сложных условиях абразивного износа с наличием ударных нагрузок.
Разрушение исходных и образцов после введения МС происходило при образовании магистральной трещины направленной от одного из торцевых ребер под углом 45 к оси сжатия. Раскрытие трещины в образцах происходит, в основном, по границам карбида (Cr,Fe)7C3 (рисунок 3.22, а, б). Помимо магистральной, отчетливо выделяются вторичные трещины меньшего размера (рисунок 3.22, а, б): внутри (4 на рисунок 3.22, а) и на поверхности карбидов (Cr,Fe)7C3 (3 на рисунке 3.22, а), развитие трещины через матрицу (2 на рисунке 3.21 а) и развитие поперечных трещин (5 на рисунке 3.22, б). Часть образцов после введения МС разрушалась более сложным образом, с образованием двух и более трещин от обоих пуансонов, сходящихся в одну.
Влияние модифицирующей смеси на физико-механические свойства чугуна СЧ25
После введения МС изменений в рентгенограмме не происходит: преимущественная ориентация зерен в образцах идентична рентгенограмме исходного образца, новые фазы также не обнаружены. Фаза -Fe обладает ОЦК кристаллической решеткой с параметрами элементарной ячейки а = 0,2866 нм и пространственной группой ІтЗт. Как в исходном высокопрочном чугуне, так и в высокопрочном чугуне после введения МС, фаза -Fe обладает преимущественной ориентацией кристаллографических плоскостей семейства {110} (рисунок 5.4, а, б). Графит (фаза С) имеет гексагональную кристаллическую решетку с параметрами: а = 0,247 нм и с = 0,680 нм, пространственная группа Р63. Однако стоит отметить, что после введения МС значительно меняются объемные доли основных фаз.
Исходный высокопрочный чугун и высокопрочный чугун после введения МС содержат ряд примесей, которые могут входить в кристаллическую решетку твердого раствора фазы -Fe (глава 2, таблица 2.3). Для определения влияния примесей на кристаллическую структуру фазы -Fe, были проведены расчеты параметров кристаллической решетки по экспериментальным данным полученных рентгенограмм (рисунок 5.4). Расчеты показали, что параметр решетки для -Fe составляет аэкстр = 0,2868 нм, одинаковое как для исходных чугунов, так и для чугу-нов после введения МС. Одинаковое значение расчетных параметров кристаллической решетки -Fe для исходных образцов и образцов после введения МС объясняется содержанием примесей, которое идентично как по составу, так и по их содержанию (глава 2, таблица 2.3).
Методами ПЭМ было установлено, что кроме фаз, обнаруженных РФА в твердом растворе -Fe высокопрочных чугунов в исходном состоянии, и после введения МС присутствуют фазы Fe3C и FeS. Фаза Fe3C имеет орторомбическую кристаллическую решетку с параметрами: а = 0,508 нм, Ъ = 0,6774 нм и с = 0,452 нм, пространственная группа Рпта. Анализ электронно-микроскопических изображений показал, что в исходных высокопрочных чугунах на границах зерен «феррит - феррит», «перлит - перлит» и «перлит - графит» присутствует Fe3C как в виде отдельных частиц размером -0,20,5 мкм, так и виде прослойки толщиной -0,2 мкм (рисунок 5.5).
Кроме частиц цементита на границах зерен исходного высокопрочного чугуна встречаются частицы фазы FeS (рисунок 5.6). Фаза FeS имеет гексагональную кристаллическую решетку с параметрами: а = 0,5969 нм и с = 1,1740 нм, пространственная группа P6 2с. Частицы FeS имеют размер -0,30,5 мкм и локализуются на стыках и границах зерен.
Рисунок 5.6 - Частицы FeS, находящиеся на стыке зерен феррита и частиц Fe3C, расположенных на границе «феррит - перлит»
По данным ПЭМ, аналогично исходному чугуну в высокопрочном чугуне после введения МС на границах зерен «перлит - перлит» и «феррит - перлит» также располагаются частицы Fe3C как в виде отдельных частиц, так и виде прослоек. Размер отдельных частиц цементита составляет -0,30,6 мкм, прослоек --0,2 мкм. Из рисунков 5.55.7 видно, что размеры частиц и прослоек цементита по границам зерен идентичны как по размерам, так и по локализации.
Электронно-микроскопические изображения тонкой структуры гло-буля графита в исходном высокопрочном чугуне
По данным ПЭМ в высокопрочных чугунах до и после введения МС феррито-перлитная структура имеет дефектный характер (рисунки 5.5, 5.7). Отмечено, что в перлите исходного чугуна дислокационная структура имеет хаотический тип, а в феррите - ячеистый. Плотность дислокаций в структуре перлита исходного высокопрочного чугуна составляет 1,19-1010 см"2, в феррите - 1,0-1010 см"2. После введения МС в расплав высокопрочного чугуна меняется тип дислокационной структуры, для перлита и феррита тип дислокационной структуры становится одинаковым и характеризуется как хаотический. При этом по сравнению с исходным чугуном в чугуне после введения МС снижается плотность дислокаций, которая для перлита составляет 0,6Ы010 см"2, для феррита --0,47-1010 см"2.
Таким образом, введение в расплав высокопрочного чугуна МС приводит к значительному изменению структурного состояния, характеризующемуся увеличением объемной доли феррита на 19 % и изменением его локализации, увеличением количества глобулей графита в 1,5 раза и уменьшением их размера, а также повышением дисперсности феррито-цементитных пластин в перлитных зернах.
Особенности кристаллизационных процессов в чугуне ВЧ60 Характер ДСК-кривых для высокопрочных чугунов ВЧ60 носит неоднозначный характер (рисунок 5.9). При проведении ДСК/ДТА-анализов было установлено, что высокопрочный чугун как в исходном состоянии, так и после введения МС расплавился частично. В результате были получены ДСК-кривые, представ Рисунок 5.9 – ДСК-кривые нагрева и охлаждения высокопрочного чугуна до и после введения МС ленные на рисунке 5.9.
Кривые охлаждения не показывают значительных эффектов, связанных с выделением первичных и вторичных фаз. Однако из рисунка 5.9 видно, что температурный интервал и тепловой эффект в чугуне после введения МС при выделении первичных фаз на -50 С больше по сравнению с исходным чугуном (таблица 5.1, рисунок 5.9). При сравнении ДСК-кривых нагрева также видно, что для высокопрочных чугунов после введения МС характерны эвтектические превращения с более высоким тепловым эффектом и увеличение интервала на -50 С и начало превращения эвтектики при температуре Т 739 С. Стоит отметить, что эвтектические превращения в высокопрочном чугуне до и после введения МС совпадают с диаграммой состояния Fe-C.
В высокопрочном чугуне с шаровидным графитом роль центров кристаллизации могут выполнять как кристаллические, так и аморфные частицы различного химического состава [4]. Увеличение количества и объемной доли глобулей графита, а также увеличение объемной доли феррита в образцах после введения МС связано с тем, что под действием криолита ультрадисперсные частицы тугоплавких оксидов металлов равномерно распределяются в объеме расплава, являясь центрами кристаллизации и подложками для формирования шаровидного графита. Распределение ультрадисперсных тугоплавких частиц в расплаве создает множество зон с термической и химической неоднородностью, сопровождающихся изменением условий кристаллизации, не давая зародышам графита слипаться и диффундировать через слой аустенита. Как было отмечено в литературном обзоре, при средних скоростях охлаждения аустенит, расположенный возле включений графита, превращается в феррит. А оставшийся аустенит, расположенный вдали от графита, распадается по эвтектоидной реакции с образованием перлита [16, 23]. Однако, согласно литературным данным, процесс ферритизации характерен для низких скоростей охлаждения отливок [16, 23]. Это также подтверждается ДСК-кривой охлаждения высокопрочного чугуна после введения МС, для которого наблюдается увеличение температурного интервала выделения первичных фаз на -50 С, тем самым снижается скорость охлаждения отливок, и, следовательно, увеличивается объемная доля феррита.
Таким образом, при проведении ДСК/ДТА анализа установлено, что введение МС в расплав высокопрочного чугуна ВЧ60 способствует увеличению температурного интервала при выделении первичных фаз на -50 С и приводит к изменению структурного состояния высокопрочного чугуна за счет увеличения объемной доли и локализации феррита.
