Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние вопроса и постановка задачи исследования 12
1.1 Классификация хромистых чугунов 12
1.2 Сферы применения хромистых чугунов различных соста-вов 13
1.3 Закономерности формирования первичной структуры хромистых чугунов j
1.4 Методы повышения уровня свойств хромистых чугунов 23
1.4.1 Основные принципы легирования белых чугунов 24
1.4.2 Термическая обработка отливок 29
1.4.3 Модифицирование хромистых чугунов 32
1.4.3.1 Основные принципы модифицирования 32
1.4.3.2 Модифицирование бором 34
1.4.3.3 Модифицирование сурьмой 35
1.4.3.4 Модифицирование титаном 35
1.4.3.5 Модифицирование редкоземельными металла ми и магнием 37
1.4.3.6 Модифицирование кальцием 38
1.4.3.7 Инокулирующее модифицирование 39
1.5 Резюме по литературному обзору и постановка задачи исследования 42
Глава 2. Методики исследований 44
2.1 Объект исследования 44
2.2 Методика проведения плавки 44
2.3 Изготовление образцов 45
2.4 Металлографические исследования 46
2.5 Определение химического состава образцов 47
2.6 Определение предела прочности на изгиб 47
2.7 Определение линейной усадки образцов 48
2.8 Фазовый рентгеноструктурный анализ 49
2.9 Измерение твердости по Роквеллу . 49
2.10 Измерение микротвердости 50
2.11 Термическая обработка образцов 51
2.12 Определение ударной вязкости при нормальной температуре 52
2.13 Математическая обработка результатов исследования 52
Глава 3. Расчет термодинамической оценки возможности образования карбидов хрома Сг7Сз в низкохромистом чугуне (на примере чугуна состава ЧХ5) 55
3.1 Расчет вероятности протекания реакции образования кар бида хрома Сг7Сз в немодифицированном чугуне ЧХ5 56
3.1.1 Расчет вероятности протекания в стандартных услови ях реакции образования карбида хрома СГ7С3 57
3.1.2 Расчет вероятности протекания реакции образования карбида хрома Сг7Сз для реальных условий 5 g
3.2 Расчет вероятности протекания реакции образования кар бида хрома Сг7Сз в чугуне ЧХ5, модифицированном ферро силицием 60
3.2.1 Расчет вероятности протекания реакции образования карбида хрома Сг7Сз в модифицированном ферросилицием чугуне 60
3.2.2 Расчет AG4,T С учетом концентрационных неоднород-ностей в модифицированном расплаве чугуна
3.2.2.1 Расчет при содержании кремния в активной зоне [Si] = 75 % 62
3.2.2.2 Расчет при содержании кремния в активной зоне [Si] = 50 % 63
3.2.2.3 Расчет при содержании кремния в активной зоне [Si] = 30 % 64
3.2.2.4 Расчет при содержании кремния в активной зоне [Si] =20% 65
3.2.3 Выводы по расчету вероятности протекания реакции
образования карбида хрома СГ7С3 в чугуне ЧХ5, модифици рованном ферросилицием 66
Расчет вероятности образования карбида хрома Сг7Сз, тв в чугуне ЧХ5, модифицированном Fe-Si-Mg
3.3.1 Расчет AG4J1 с учетом концентрационных неоднородностей в расплаве чугуна, модифицированного Fe-Si-Mg..
3.3.1.1 Содержание растворяющихся элементов в активной зоне [Si] = 50 %; [Mg] = 6 % fi„
3.3.1.2 Содержание растворяющихся элементов в активной зоне [Si] = 30 %; [Mg] = 3,6 % 70
3.3.1.3 Содержание растворяющихся элементов в активной зоне [Si] = 20 %; [Mg] = 2,4 % 71
3.3.2 Выводы по расчету вероятности образования карбида
хрома Сг7С3) тв в чугуне ЧХ5, модифицированном Fe-Si-Mg.. 72
Выводы по расчету термодинамической оценки возможно
сти образования карбидов хрома Сг7Сз 73
Глава 4. Основные результаты исследований 75
4.1 Влияние модифицирования на структуру и свойства низко хромистого чугуна с 3,5-5 % Сг 75
4.1.1 Изменение химического состава при внепечной обработке 75
4.1.2 Микроструктуры образцов 76
4.1.3 Определение фазового состава методом рентгеност-руктурного анализа 77
4.1.4 Количество карбидной составляющей и определение типов карбидов в структуре образцов 79
4.1.5 Твердость образцов в литом и термообработанном состоянии
4.1.6 Микротвердость перлита в металлической основе 84
4.1.7 Определение предела прочности на изгиб 84
4.1.8 Определение жаростойкости образцов 85
4.1.9 Измерение свободной и затрудненной усадки 86
4.1.10 Расчет коэффициента относительной износостойкости 86
4.2 Влияние модифицирования на структуру и свойства высоко хромистого чугуна с 18-19 % Сг gg
4.2.1 Изменение химического состава при внепечной обработке gg
4.2.2 Микроструктуры образцов, заэвтектические карбиды... 89
4.2.3 Определение объемной доли и других параметров первичных заэвтектических включений (Сг, Fe)7C3 92
4.2.4 Микроструктуры образцов, эвтектические карбиды 97
4.2.5 Определение объемной доли и других параметров первичных эвтектических включений (Cr, Fe)7C3 98
4.2.6 Общее количества заэвтектических и эвтектических карбидов в высокохромистых модифицированных чугунах 103
4.2.7 Результаты механических испытаний 104
4.2.8 Результаты определения усадки модифицированного высокохромистого чугуна J Q5
4.3 Выводы по результатам исследований и расчет .экономического эффекта 10g
Глава 5. Результаты промышленного опробования разработанного способа модифицирования 112
Основные результаты и выводы 120
Список использованных источников
- Закономерности формирования первичной структуры хромистых чугунов
- Определение химического состава образцов
- Расчет AG4,T С учетом концентрационных неоднород-ностей в модифицированном расплаве чугуна
- Количество карбидной составляющей и определение типов карбидов в структуре образцов
Введение к работе
Актуальность работы. Диссертация посвящена исследованию способов управления первичной структурой хромистых чугунов с помощью модифицирования. Направление исследований связано с остро стоящей проблемой повышения долговечности оборудования, добывающего и перерабатывающего минеральное сырье.
Одним из наиболее перспективных материалов, которые эффективно применяются для указанного оборудования, являются белые хромистые чугуны. Легирование хромом придает чугунам высокую абразивную стойкость благодаря присутствию в структуре карбидной составляющей, а также коррозионную стойкость за счет легирования металлической основы хромом, жаростойкость, вследствие повышения электрохимического потенциала металлической основы и создания на поверхности отливок прочной нейтральной оксидной пленки, жаропрочность и т.п.
Применение хромистых чугунов охватывает практически все добывающие отрасли: добычу и переработку полезных ископаемых (руды, угля, нефти и т.п.), обогащение, металлургию, энергетику, строительно-дорожную технику и т.п. Однако выпуск деталей из этих материалов ограничен из-за дороговизны и дефицитности легирующих элементов (Cr, Ni, V, Мо и др.), входящих в состав лучших отечественных и зарубежных марок хромистых чугунов. В связи с этим поиск более дешевых методов получения сплавов, которые могут обеспечить необходимое сочетание высокой износостойкости и твердости, жаростойкости наряду с удовлетворительной прочностью, пластичностью и ударной вязкостью, является весьма актуальным.
Цель работы. Исследование возможности изменения первичной структуры хромистых чугунов для повышения свойств отливок без изменения химического состава сплавов и, как следствие, экономии дефицитного и дорогостоящего легирующего хрома. Развитие теоретических представлений о влиянии модифицирующих элементов (кремния, магния, редкоземельных металлов) на параметры кристаллизации, особенности формирования первичной структуры, микротвердость структурных составляющих, твердость и прочность хромистых чугунов. Определение оптимального количества модификатора, обеспечивающее стабильный модифицирующий эффект, для высокохромистых (18-19 % масс.) и низкохромистых (3-5 % масс.) чугунов.
Здесь и далее содержание компонентов в сплавах, модификаторах и т.п. приводится в массовых долях, %. Слова «массовая доля» опущены.
Научная новизна работы.
Показано, что модифицированный низкохромистый чугун, полученный с использованием разработанного способа внепечной обработки, содержит эвтектические карбиды МЄ7С3, которые по твердости и прочности значительно превосходят карбиды цементитного типа (МезС) и имеют более благоприятную морфологию.
На основании термодинамических расчетов показана возможность образования карбидов СГ7С3 при содержании хрома 3,5 %, что реализуется только в присутствии указанного комплексного модификатора, содержащего кремний и магний, что подтверждено рентгеноструктурным фазовым анализом и металлографическими исследованиями.
Установлено, что обработка данным модификатором высокохромистых чугунов обеспечивает заметное измельчение эвтектики и увеличение количества первичных карбидов, которые по мере повышения содержания вводимого модификатора становятся более компактными.
Определено оптимальное количество модификатора, обеспечивающее наилучшее сочетание литейных и механических свойств в низкохромистом и заэвтектическом высокохромистом чугунах.
Практическая значимость.
На основании результатов аналитических и экспериментальных исследований разработан способ управления первичной структурой, обеспечивающий получение хромистокарбидной эвтектики в чугунах с содержанием хрома 3-5 %, что позволило увеличить прочность примерно на 70 %.
Разработан способ внепечной обработки расплава низкохромистого чугуна, позволяющий получать хромистокарбидную эвтектику и полностью исключающий образование ледебурита без изменения содержания углерода и хрома.
Разработан способ получения чугунов с низким содержанием хрома и свойствами, присущими чугунам с более высоким содержанием хрома, что позволяет существенно повысить экономические показатели. Экономия только на шихте при существующих ценах на феррохром и модификатор составляет около 24000 рублей на тонну.
Разработан способ модифицирования заэвтектических чугунов с 18-19 % хрома, обеспечивающий получение более мелкой структуры первичных и эвтектических карбидов.
Апробация работы.
Основные материалы диссертационной работы доложены и обсуждены:
на V международной научно-практической конференции "Прогрессивные литейные технологии", Москва, НИТУ «МИСиС», 2009 г.;
на XII Международной научно-практической конференции «Ресурсосберегающие технологии ремонта, восстановления и упрочнения деталей машин, механизмов, оборудования, инструмента и технологической оснастки от нано- до макроуровня», Санкт-Петербург, Санкт-Петербургский государственный политехнический университет и НПФ «Плазмацентр», 2010 г.;
на научных семинарах кафедры технологии литейных процессов НИТУ «МИСиС» (2009-2010 г.г.).
Результаты диссертационной работы отражены в 3 публикациях в виде статей и тезисов докладов конференций. На защиту выносятся:
Результаты исследования влияния комплексного модификатора на структуру, литейные и механические свойства низкохромистых (3-5 % Сг) чугунов.
Результаты исследования влияния комплексного модификатора на структуру, литейные и механические свойства высокохромистых (18-19 %) чугунов.
Термодинамические расчеты возможности образования карбидов СГ7С3 в присутствии комплексного модификатора.
Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, 5 глав, выводов, библиографического списка из 82 источников. Работа изложена на 132 страницах машинописного текста, содержит 45 рисунков, 24 таблицы.
Закономерности формирования первичной структуры хромистых чугунов
Перлитные чугуны с карбидами Ме3С - это белый нелегированный перлитный чугун и низколегированные хромистые чугуны марок ЧХ1, ЧХ2, ЧХЗ. Это жаростойкие (до 700С) и износостойкие чугуны, но из-за низкой твердости перлитной металлической основы по износостойкости они уступают другим маркам чугунов. К этой группе относятся низколегированные хромоникелевые чугуны коррозионно-стойкие в газовых средах марок ЧНХТ, ЧНХМД.
К материалам с более высокими характеристиками износостойкости, чем у белого перлитного чугуна, относится чугун нихард-1 (1,5-2,5 % хрома, 3-5 % никеля), который в 1,5-2,5 раза более износостоек, чем белый перлитный чугун. В литом состоянии нихард имеет мартенситную основу с участками остаточного аустенита или бейнита и карбиды цементитного типа. Мартенситную матрицу обеспечивает наличие никеля и хрома [69].
Чугун с низким содержанием углерода нихард-2 характеризуется меньшей износостойкостью, но более высокой прочностью, чем нихард-1. Для получения мартенситной структуры в массивных отливках применяют сплав 3-2-1 (разновидность нихарда), отличающийся меньшим содержанием никеля и наличием 0,4-1,1 % молибдена. Этот сплав по сравнению с другими никель-хромистыми чугунами обладает более высокой износостойкостью и механическими свойствами. Молибден, так же как и никель, подавляет образование перлита, но в отличие от него не является графитизатором.
В мировой практике накоплен значительный опыт применения в качестве износостойких материалов для изготовления литых деталей машин и механизмов, работающих в абразивных и гидроабразивных средах, хромистых, хромомарганцевых, хромоникелевых и других белых чугунов. Однако проблемы остаются, поскольку с каждым годом ужесточаются условия эксплуатации таких машин, увеличиваются объемы производства продукции и др; Немаловажное значение так же имеет довольно высокая цена хрома І и его ферросплавов, что затрудняет его использование в качестве легирующего элемента:.
Хромистые чугуны, содержащие 26-36 % хрома, имеют высокую твердость, хорошо сопротивляются; износу, но плохо обрабатываются резанием. Они стойки в окислительных средах — в азотной кислоте любой концентрации при 20 С ив 40 %-ной кипящей: в концентрированной серной кислоте и, других средах. Жаростойкость таких чугунов сохраняется; до 1000-1100 Є. Из хромистых чугунов изготавливают детали и аппаратуру для азотной промышленности, производства насосного оборудования и т. д. Высокая-жаростойкость таких чугунов позволяет изготовлять из них детали печного оборудования (колосники; гребний лопасти в печах для обжига и т. д.).
Bt химическом машиностроении применяют высокохромистые чугуны марок ЧХ28 и ЧХ34. Они обладают высокой коррозионной стойкостью в большинстве органических кислот, морской и водопроводной воде, растворах солей; а также в азотной концентрированной серной, фосфорной шуксус-ной кислотах.
Широкое применение в; промышленности нашли белые чугуны с содержанием хрома вплоть, до 38 %. Такие чугуны применяют для отливок де-: талей машин, которые должны иметь высокие механические свойства, износостойкость и одновременно хорошую окалиностойкость [17]1 Целесообразно также широкое,применение хромистого чугуна в качестве заменителя никелевого и молибденового чугуна, так как хром дешевле никеля в 5 раз, а молибдена в 13 раз [17].
Высокая абразивная стойкость в нейтральной среде, которая обеспечивается наличием в структуре карбидов хрома, и коррозионная стойкость, которая достигается за счет легирования металлической основы хромом, делает эти чугуны универсальным материалом для широкого использования в вышеперечисленных отраслях. 1.3 Закономерности формирования первичной структуры хромистых чугунов
Основные данные об образовании специальных карбидов и особенностях кристаллизации хромистых чугунов представлены в тройной диаграмме состояния Fe-C-Cr и ее изотермическому и политермическому разрезу (рис. 2) [18]. Внимание, уделяемое этой системе исследователями, обусловлено как ее сложностью, так и большим практическим значением. Вопросы металловедения хромистых чугунов изложены в работах Бунина К.П., Жукова А.А., Сильмана Г.И., Ри Хосена, Маруковича Е. А., Рожковой Е.В., Козлова Л.Я., Воинова Б.А., Бобро Ю.Г.
Высокое сродство хрома к углероду обуславливает образование в структуре не только карбидов цементитного типа, но и более устойчивых специальных карбидов хрома [23, 71]. Карбиды - важнейшая структурная составляющая белых чугунов, которая в сочетании с другими фазами определяет специальные свойства и износостойкость отливок.
При содержаниях хрома до 9,5 % образуется карбид (Fe,Cr)3C. В высокохромистых сплавах образуются карбиды (Cr,Fe)7C3 и кубический карбид (Cr,Fe)23C6 [24].
Хром может частично замещать атомы железа в орторомбическом карбиде железа (Fe,Cr)3C (рис. 3), в котором может быть растворено до 18-20 % Сг, и образовывать специальные карбиды хрома - тригональный (Cr,Fe)7C3 (рис. 4) и кубический (Cr,Fe)23C6 (рис. 5). Карбид (Cr,Fe)7C3 растворяет до 50 % железа, карбид (Cr,Fe)23C6 - до 35 %. Минимальное количество углерода содержится в карбидах (Cr,Fe)23C6, максимальное - в карбидах (Cr,Fe)7C3 (рис. 6) [18]. Свойства карбидов хрома приведены в таблице 1.
Определение химического состава образцов
Модифицирование инокулирующими добавками используется в основном для устранения проблемы получения отливок с относительно большим сечением. Для изготовления отливок из высокохромистого заэвтектического белого чугуна с целью уменьшения размера (зерна) первичного карбида и получения постоянной микроструктуры по всему сечению отливки в работе [6] предполагается введение в расплав карбидов (например, порошка карбида хрома) в виде мелких частиц. Указывается, что такие карбиды могут по меньшей мере частично оставаться в суспензии, а не полностью переходить в расплав, причем это особенно вероятно в том случае, когда степень перегрева сплава ограничена.
Ввод модификатора осуществляют путем инжектирования его» через форсунку в транспортирующем газе, содержащем-сжатый воздух. Твердые частицы вводят в количестве от 0,5 до 1,0% от конечного веса отливки. Модифицирование можно осуществлять в ковше или введением в расплав при заливке в форму.
Модифицированная в ковше отливка имеет заэвтектическую структуру, состоящую из первичных карбидов Ме7Сз со средним поперечным размером (зерна) 40 мкм, с матрицей карбидов эвтектики с мартенситом и остаточным аустенитом. Модифицированная в форме отливка имеет мелкую заэвтектическую структуру, состоящую из первичных карбидов Ме7С3 со средним поперечным размером (зерна) менее 25 мкм (что приблизительно в два раза меньше относительно модифицированного в ковше образца), с очень мелкими эвтектическими карбидами в матрице аустентенита/мартенсита. Частично растворенные частицы порошка Сг7С3 действуют как затравка для роста карбидов (Cr,Fe)7C3 в микроструктуре. Введение карбидов в виде порошка в расплав высокохромистого заэвтектического белого чугуна имеет двойной эффект: 1) быстрое переохлаждение расплавленного металла до температур ниже линии ликвидуса; 2) частично растворенные частицы Сг7Сз действуют как затравка для зародышеобразования и роста первичных карбидов Ме7Сз- Сложность данного способа заключается в правильном подборе размера частичек модификатора: слишком мелкие частицы могут раствориться в расплаве, а слишком крупные могут вызвать появление грубых неблагоприятных структур, а также в сложности процесса модифицирования и подборе его параметров.
Модифицирование ультрадисперсными порошками широко применяется для отливаемых в кокиль мелющих тел из износостойкого белого чугуна. Модифицированные мелющие тела при испытании на копре с энергией удара 436 джоулей показали увеличение ударостойкости в 1,8 раза по сравнению с обычными МТ, а твердость возросла на 4-8 % [64].
Для улучшения структуры и свойств износостойких высокохромистых чугунов возможно применение нанопорошковых тугоплавких материалов. Размер частиц ультрадисперсных порошков (УДП) не превышает 100 нм, вследствие чего их часто и называют нанопорошками. Для модифицирования используются порошки, синтезированные плазмохимическим способом, а также полученные методом детонационного синтеза и механического дробления в центробежных мельницах.
Введение УДП в металлические расплавы в пределах тысячных и сотых долей процента приводит к достаточно высокому повышению уровня механических свойств литых изделий. Частицы УДП служат, во-первых, как собственно модифицирующими добавками, во-вторых, центрами кристаллизации, обладая высокой седиментационной устойчивостью, они блокируют рост кристаллических образований. Кроме того, частицы УДП являются и дисперсионными упрочнителями.
При модифицировании чугуна ИСЦ (3,0 % С; 20,1 % Сг; 1,0 % Si; 0,75 % Мп)-стандартным модификатором МС (смесь окислов ТЮ2, Zr02, Nb205) твердость по Роквеллу HRC в литом состоянии при литье в песчаные формы по сравнению с немодифицированным состоянием возрастает с 33,5 до 56,6 ед. (на 68,8 %), а при модифицировании нанопорошком А1203 до 62,5 ед. (на 86,6 %) [61]. Износ при этом снижается соответственно на 22 и на 31,6 %. В закаленном состоянии МС увеличивает твердость чугуна по сравнению с незакаленным модифицированным чугуном до 61,5 ед., а нанопорошок А12Оз до 67,5 ед. (более на 9,8 %). При-этом износ уменьшается в еще большей степени-соответственно на 56,3 и 83,5%.
Наибольшую износостойкость обеспечивает модифицирование нанопорошком А12Оз с последующей термообработкой в виде отжига и закалки. При этом, хотя твердость возрастает и незначительно (до 68,0 ед.), но износ уменьшается ощутимо: относительно литого модифицированного состояния, в 2,74 раза, литого модифицированного в 2 раза, и модифицированного нанопорошком А12Оз с последующей закалкой в-1,5 раза.
Введение нанопорошков в высокохромистый чугун ИЧХ12М привело к повышению твердости отлитых из него лопаток дробеметного аппарата на 8,13 % (с 61,5 до 66,5 ед. HRC) по сравнению со стандартной технологией подготовки расплава к литью, а ресурс их эксплуатации увеличился на 15...20 % [62].
Расчет AG4,T С учетом концентрационных неоднород-ностей в модифицированном расплаве чугуна
При модифицировании чугуна Fe — 50 % Si - 6% Mg модификатором в объеме расплава возникают очаги неоднородности, обусловленные растворением кремния и магния из модификатора. При этом в локальных точках концентрация Si будет по мере растворения кремния и его рассеяния по объему постепенно уменьшается от 50 до 2 %, а магния - от 6 % до менее 0,1 %.
В связи с тем, что кремний и магний существенно повышает активность углерода, оценим вероятность протекания реакции 7 [Сг] + 3 [С] = Сг7Сз, тв в зонах с повышенным содержанием кремния и магния:
По результатам расчетов были сделаны выводы, что в низкохромистом чугуне, модифицированном кремнием и магнием (рис. 9), формирование карбида Сг7С3 в расплаве термодинамически обусловлено также лишь в начальные моменты времени после начала модифицирования, когда содержание кремния и магния в активных центрах превышает 20 и 2,4 % соответственно. При этом образование хромистокарбидной фазы возможно в более широком температурном интервале, чем в присутствии одного лишь кремния. 1273 1373 1473 1573 1673 1773 1873
В модифицированном низкохромистом чугуне образование карбида Сг7Сз невозможно. В чугуне, модифицированном ферросилицием ФС75, формирование карбида Сг7Сз в расплаве термодинамически обусловлено лишь в-начальные моменты времени после ввода модификатора, когда содержание кремния в активных центрах превышает 20 %.
В низкохромистом чугуне, модифицированном кремнием и магнием, формирование карбида Сг7Сз в расплаве термодинамически обусловлено также лишь в начальные моменты времени после начала модифицирования, когда содержание кремния и магния в активных центрах превышает 20 и 2,4 % соответственно. При этом образование хромистокарбидной фазы возможно в более широком температурном интервале, чем в присутствии одного лишь кремния, что демонстрируется разностью величин заштрихованных областей, в которых возможно образование хромистого карбида, показанных на совмещенном для обоих способах модифицирования графике (рис. 10). Температура модифицирования составляла 1450 С (1723 К).
Образование хромистокарбидной эвтектики в чугуне, модифицированном только ферросилицием ФС75, возможно, начиная с температуры 1400 С (1673 К), а в чугуне, модифицированном кремнием и магнием, с температуры 1450 С (1723 К), то есть непосредственно от температуры модифицирования.
Таким образом, разность по температуре между расчетами для двух типов модифицирования составляет порядка 50 градусов. Разность значений AGT составляет 20000 Дж/моль, что предполагает более высокую вероятность образования тригонального карбида Сг7С3 в присутствии магния. Температура эвтектического превращения принята равной 1250 С (1523 К) .
Обработка расплава производилась в ковше путем введения в расплав модификатора, который практически не изменяет химический состав чугуна. Всего было исследовано пять вариантов модифицирования, отличающихся-количеством введенной технологической добавки. Количество вводимой добавки приведено.в таблице 4: Химический состав исходного образца и образца после внепечной обработки приведены в таблице 16.
Из приведенных данных химического анализа следует, что содержание углерода и хрома в чугуне до и после внепечной обработки практически не меняется (разница находится, в пределах ошибки определения). Исключение составляет увеличение содержания кремния, который целиком находится в твердом растворе и не влияет ни на количество карбидов, ни на параметры их кристаллической решетки, и уменьшение содержания серы. 4.1.2 Оценка микроструктуры образцов Структура сплава до и после внепечной обработки представлена на рисунке 11.
Исходный образец содержит ледебуритную эвтектику и перлитную металлическую основу. По мере увеличения количества вводимой добавки происходит изменение микроструктуры чугуна: ледебуритная эвтектика постепенно исчезает и появляется хромистокарбидная эвтектика. Существенное изменение микроструктуры наступает уже после введения 0,10 % добавки (вариант № 2).
После съемки образца проводился качественный фазовый анализ, задача которого состоит в определении состава фаз, присутствующих в данном материале. В таблице 17 приведены результаты рентгеноструктурного фазового анализа, а на рисунке 12 - их рентгеновские спектры. В таблице 18 приведен расчет количества фаз в соответствии с проведенным фазовым анализом и данными количественной металлографии.
Количество карбидной составляющей и определение типов карбидов в структуре образцов
Введение модификатора привело к увеличению объемной доли первичных карбидов как в продольном, так и в поперечном: направлении их роста-(рис. 26). Изменение объемной доли эвтектических карбидов носит периодический характер с максимумом при 0,1 % введенного модификатора; Увеличение; доли карбидной составляющей/ может быть связано: с карбидизи-рующим действием магния и редкоземельных металлов, входящих в состав модификатора.. В, то же время с увеличением?объемной доли происходит изг мельчение карбидов обоих типов; Механизм данного явления,, вероятно,1 свя-заншрежде всего с действием; компонентов модификатора? как поверхностно-активных вещестВі ограничивающих рост крупных карбидных включений:,
Рис. 26. Объемная доля заэвтектических карбидов Объемная доля карбидов в продольном сечении выше, чем в поперечном сечении, так как иглы первичных карбидов занимают существенную долю на площади шлифа.
Максимальный диаметр Фере характеризует в данном случае прежде всего первичные заэвтектические карбиды и определялся только для продольного сечения образцов. Этот параметр соответствует линейному размеру частицы и является максимальной величиной проекции изображения включения карбида в плоскости микрошлифа.
Зависимость максимального диаметра Фере карбидов от содержания вводимого модификатора, представленная на рис. 27, показывает, что этот параметр изменяется по параболическому закону при увеличении содержания вводимого модификатора и имеет минимум в интервале 0,1-0,15 % (Mg+РЗМ). Механизм данного явления, вероятно, связан прежде всего с действием компонентов модификатора как поверхностно-активных веществ, ограничивающих рост крупных карбидных включений, то есть, вероятнее всего, осуществляется модифицирование первого рода.
Помимо максимального диаметра карбидов, измерялся также их средний диаметр Фере, являющийся средним арифметическим величин проекций изображений включений карбидов в плоскости микрошлифа. Средний диаметр Фере замерялся суммарно по продольному и поперечному сечению шлифа (рис. 28). Он также изменяется по параболическому закону по мере увеличения содержания модификатора и имеет минимум в интервале 0,1-0,15 % (Mg+P3M). & Ф
Вытянутость — это параметр, характеризующий отношение длины включений к их ширине. На рис. 29 изменение параметра вытянутости карбидных включений суммарно по продольному и поперечному сечениям в зависимости от количества введенного модификатора носит тот же характер, что и для максимального и среднего диаметров Фере карбидных включений.
Параметр формы карбидов от содержания вводимого модификатора (рис. 30) также определялся суммарно для поперечного и продольного сечений образцов. Параболическая зависимость в данном случае оказалась менее ярко выражена по сравнению с зависимостями для остальных параметров, характеризующих карбиды, и минимум выражен только для модифицирования 0,1 % введенной добавки (по сумме магния и редкоземельных металлов), тогда как минимум для остальных параметров прослеживался уже при 0,05 % добавки.
Микроструктура эвтектики модифицированных заэвтектических высокохромистых чугунов в продольном сечении представлена на рис. 31, и в поперечном сечении - на рис. 32. Исходный Вариант 1 (0.05 % Mg+РЗМ ) Вариант2 (0,10 % Мд+РЗМ)
Для эвтектических колоний разница по направлениям сечения образца гораздо менее существенна, чем для первичных карбидов, формирующихся в жидкости, однако параметры, описывающие их структуру, имеют некоторые различия. В продольном сечении (относительно первичных карбидов, растущих в жидкости) большинство параметров эвтектических карбидов имеют более низкие показатели, чем в поперечном сечении. Это говорит о различиях в преимущественных направлениях роста колоний хромисто-карбидной эвтектики.
График зависимости объемной доли эвтектических карбидов от содержания вводимого модификатора в продольном и поперечном сечениях представлен на рис. 33. Количество эвтектических карбидов изменяется неравномерно по мере увеличения содержания вводимого модификатора. Выпадение результата при второй добавке в продольном сечении может быть связан с ошибкой измерений. В отличие от первичных карбидов, объемная доля эвтектических карбидов не увеличивается постоянно, то есть введенный модификатор наиболее существенное воздействие оказывает на первичные карбиды. Это подтверждает предположение о том, что в случае с высокохромистыми заэвтектическими чугунами вводимая комплексная добавка действует как модификатор первого рода и оказывает влияние прежде всего на частицы, растущие непосредственно в жидкости. У s 1,8997х4}- 21.54х« + 83,2xJ
