Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние вопроса. Постановка цели и задач исследования
1.1. Влияние условий работы некоторых деталей горно-обогатительного оборудования на их стойкость 10
1.2. Износостойкие чугуны, применяемые для отливок деталей насосов,... 14
1.3. Факторы, влияющие на износостойкость чугунов
1.3.1. Влияние химического состава чугуна на его износостойкость.. 16
1.3.2. Влияние структуры и механических свойств чугуна на его износостойкость 21
1.4. Цель и задачи работы 26
Глава 2. Методика проведения исследований. Оборудование и материалы
2.1. Выплавка опытных сплавов и заливка форм 27
2.2. Определение износостойкости и механических свойств сплавов 28
2.3. Металлографический анализ 30
2.4. Методики построения математических моделей, оптимизации химических составов сплавов и определения коэффициентов влияния легирующих элементов 31
Глава 3. Анализ износостойких чугунов, используемых для изготовления рабочих деталей насосов на ОАО « Баймакский машиностроительный завод», с целью усовершенствования их химического состава
3.1. Взаимосвязь химического состава, механических свойств и износостойкости хромоникелевых чугунов, применяемых для изготовления деталей насосов 32
3.2. Статистический анализ плавок хромоникелевых чугунов 48
Выводы по главе 3 53
Глава 4. Исследование структуры и свойств сплавов систем Fe-V , Fe-C-V и выбор базового легирующего комплекса для нового состава износостойкого чугуна
4.1. Структура и свойства сплавов Fe—V 55
4.2. Структура и свойства сплавов Fe-C-V 60
Выводы по четвертой главе 74
Глава 5. Разработка нового состава износостойкого чугуна
5.1. Выбор дополнительных легирующих элементов к базовому комплексу .75
5.2. Микроструктура и микротвёрдость экспериментальных износостойких чугунов, залитых в песчано-глиничстую форму и в кокиль (литое состояние) 81
5.3. Оптимизация состава чугуна 108
Выводы по главе 5 НО
Глава 6. Исследование структуры, литейных и механических свойств нового состава ванадиевого чугуна и внедрение его для изготовления отливок
6.1 Структура, литейные и механические свойства ванадиевого чугуна 112
6.2 Опытно промышленное опробование и внедрение нового состава чугуна для изготовления отливок 118
Общие выводы 120
Библиографический список 123
- Факторы, влияющие на износостойкость чугунов
- Методики построения математических моделей, оптимизации химических составов сплавов и определения коэффициентов влияния легирующих элементов
- Статистический анализ плавок хромоникелевых чугунов
- Микроструктура и микротвёрдость экспериментальных износостойких чугунов, залитых в песчано-глиничстую форму и в кокиль (литое состояние)
Факторы, влияющие на износостойкость чугунов
Содержание углерода в износостойких чугунах находится в пределах 1,7-3,6 %. Углерод является главным регулятором количества карбидов в структуре чугуна, действуя сильнее хрома почти в 20 раз [12, 27]. Столь широкие пределы изменения концентраций углерода именно и связаны с необходимостью получения в структуре определенных количества и типов карбидов.
Влияние углерода на износостойкость и прочность носит экстремальный характер с максимумом в пределах 2,8-3,6 % С, в то время как твердость непрерывно возрастает. Снижение прочности и износостойкости при более высоких концентрациях углерода связано с выделением заэвтектических первичных карбидов, а также карбидов (РеСг)2зСб, которые оказывают большее влияние на износостойкость и прочность, нежели на твердость[18].
Хром является главным легирующим элементом группы белых износостойких чугунов. Он уменьшает растворимость углерода в а- и у-железе, увеличивает степень устойчивости твердого раствора и количество эвтектической составляющей. В а-железе хром имеет неограниченную растворимость, в у-железе растворяется до 12% Сг [38]. В чугунах даже при небольшом содержании хрома образуется карбидная фаза цементитного типа, обогащенная хромом.
Его содержание в чугунах достигает 35 %. От содержания хрома и углерода в чугуне зависит тип образуемого карбида. Хром может частично замещать атомы железа в орторомбичееком карбиде железа (Fe, Сг)3С или образовывать карбиды хрома, в которых часть атомов хрома замещена железом: три-гональный (Сг, Fe) 7С3 и кубический (Сг, Ре)гзСб[33].
При содержании хрома 12—24% образуются карбиды М7С3, что способствует повышению твердости, прочности и износостойкость сплава. Дальнейшее увеличение содержания хрома снижает износостойкость сплава, так как в чугуне появляются крупные хрупкие иглы заэвтектических карбидов.
Кремний в белом чугуне можно рассматривать как легирующий элемент, распределяющийся при кристаллизации между аустенитом и эвтектическим расплавом. Его содержание может находиться в пределах 0,3 - 2,0%. Кремний повышает температуру эвтектической кристаллизации, расширяет интервал эвтектического превращения, препятствует переохлаждению, уменьшает влияние скорости охлаждения. Это приводит к снижению всех свойств[12 ,27].
Марганец стабилизирует аустенит во всех температурных зонах превращения. С увеличением количества марганца углерод перераспределяется между аустенитом и эвтектическим расплавом, и его концентрация в аустените существенно возрастает. При этом заметно снижается количество карбидов и возрастает доля остаточного аустенита. Износостойкость, прочность и твердость при этом снижаются.
С другой стороны, износостойкие чугуны, легированные марганцем, имеют высокие значения пластичности и вязкости, что оказывается полезным при работе в условиях абразивно-ударного изнашивания. При этом износостойкость марганцевых белых чугунов может возрастать за счет структурного и фазового превращения аустенита[12, 27, 40].
С увеличением содержания никеля до 2,0% Ки, Св и HRC снижаются, что связано с повышением в структуре чугуна количества остаточного аустенита. При этом снижается твердость, повышаются пластичность и вязкость сплавов, что полезно для износостойких деталей, претерпевающих ударные нагрузки.
Молибден в износостойких чугунах может содержаться в пределах 0,3 -5,0%. Он относится к числу элементов, сильно задерживающих распад аустенита в перлитной области, увеличивающих прокаливаемость и получение мартенсита. С увеличением концентрации молибдена износостойкость и твердость повышаются, особенно при Мо 0,8%, а прочность достигает максимума в интервале 1,3-1,8% Мо и почти не изменяется с увеличением его концентрации. Молибден распределяется между тремя фазами - карбидами МогС, М7Сз и твердым раствором. В чугунах с Мо до 1,5% половина его связана в карбид М02С, около одной четверти находится в аустените, остальная часть - в карбиде МоС. Лишь незначительная часть молибдена ( 0,2%) находится в растворе. Этого недостаточно для существенного влияния на перлитное превращение, поэтому при легировании высокохромистых чугунов необходимы добавки молибдена 3,0% и выше. Но молибден дорог и дефицитен, поэтому целесообразнее использовать его в комплексе с Ті, V, Си, В. При этом содержание молибдена можно понизить до 0,3 - 1,0% в зависимости от концентраций других элементов[12, 27,30].
Легирование белых хромистых чугунов ванадием и титаном позволяет существенно повысить их Ки, ав, HRC, главным образом за счет образования самостоятельных карбидов VC и ТІС с очень высокой микротвердостью (Н50 30000 МПа). Это самые твердые карбиды из всех известных в белых чугунах [43]. Широкого распространения в практике легирования износостойких чугунов они пока не нашли:- ванадий вследствие дороговизны и дефицитности, титан - из-за трудностей выплавки и разливки титановых чугунов, являющихся активными по отношению к газам атмосферы, огнеупорам футеровки, материалам форм. Однако имеющиеся результаты по использованию хромистых чугунов с ванадием и титаном позволяют сделать вывод о необходимости их широкого внедрения в производство [44-47]. Количество ванадия в чугунах может достигать 6,0 - 7,0%, титана - 1,0 - 1,5%. Ванадий в области исследованных концентраций (до 2,0%) увеличивает абразивную износостойкость. Титан влияет экстремально с максимумом в пределах 0,3 -0,7%. Снижение свойств сплавов при Ті 0,6% связано с их газонасыщением, снижением плотности, повышением пористости отливки.
Медь, практически не растворяясь в цементите и карбидах хрома, не оказывает существенного влияния на первичную структуру белых износостойких чугунов. Ее действие сказывается на превращениях в твердом состоянии. Me 19 дью легируют хромомолибденовые и хромомарганцевые чугуны с целью увеличения прокаливаемости. Растворимость меди в железе ограничена, поэтому ее содержание в данных чугунах не превышает 1,0 - 1,5 %. Зависимость свойств от содержания меди носит экстремальный характер с максимумом при содержании её 0,4-0,6%. Падение износостойкости при Си 0,6 % связано с появлением в структуре площадей, обогащенных медью, которые слабо сопротивляются действию абразивных частиц [14,48].
Бор, сурьму, кальций вводят в состав белых износостойких хромистых чу-гунов как микролегирующие и модифицирующие добавки.
Бор сильно увеличивает прокаливаемость, способствует получению мартенсита, увеличивает микротвердость и общую твердость, способствует образованию в структуре дисперсных упрочняющих тугоплавких частиц гексабори-дов, повышающих износостойкость, снижает технологическую температуру разливки сплавов, не уменьшая жидкотекучесть. Влияние бора на абразивную износостойкость носит ярко выраженный экстремальный характер с максимумом при В = 0,008- 0,015%. Прочность и твердость чугунов несущественно повышаются при увеличении содержания этого элемента до 0,01%, а затем резко снижаются. Такое падение Ки, GB, HRC связано с увеличением хрупкости сплава за счет выделения большого количества боридов и карбоборидов сложного состава. Это облегчает диспергирование микрообъемов в условиях изнашивания абразивными частицами [48].
Методики построения математических моделей, оптимизации химических составов сплавов и определения коэффициентов влияния легирующих элементов
При одновременном увеличении концентрации ванадия и углерода наблюдается повышение всех свойств (Ки, HRC и ав). Это связано со структурными превращениями матрицы и образованием карбидов VC.
В сплавах Fe-C-V с содержанием углерода, характерным для чутунов, в структуре появляется аустенитно-цементитно-ванадиевокарбидная (A+Fe3C+VC) эвтектика. Причем доля VC в эвтектике растет с увеличением содержания ванадия и скорости охлаждения в песчано-глинистых формах. Однако полной замены ледебурита на эвтектику A+VC не происходит вследствие того, что повышение концентрации ванадия при постоянном содержании углерода, приводит к выводу углерода из твердого раствора на образования карбидов VC [86,87,45,46].
Это говорит о том, что минимальное содержание ванадия, вызывающее полную инверсию микроструктуры сплава системы Fe-C-V, зависит от содержания углерода в последнем вследствие вышеописанного механизма действия ванадия. Чем выше содержание углерода в сплаве, тем больше требуется ванадия для полной замены ледебурита на эвтектику A+VC. Критическую концентрацию ванадия можно снизить дополнительным легированием медью или кремнием, а также другими элементами (Сг, Ті, Мп и др.). В сплавах, залитых в кокиль, увеличение доли карбидов VC в эвтектики при повышении концентрации ванадия происходит более интенсивно. И при содержании С=2,6 и V=5,0 в структуре чутунов полностью исчезает ледебурит. Таким образом, увеличение скорости охлаждения позволяет получать аустенитно-ванадиевокарбидную эвтектику при меныщр содержаниях ванадия в сплаве. На рис. 4.7 приведены фотографии микроструктур сплавов Fe-C-V в сухую ПГФ и кокиль, на которых четко видны эти изменения.
При низких скоростях охлаждения, увеличение содержание ванадия при постоянном содержании углерода приводит к укрупнению размеров карбидов ванадия, а увеличение содержания углерода при постоянном содержании ванадия приводит к резкому увеличению количества карбидов ванадия. Оба фактора при достижения определенного уровня снижают износостойкость сплавов системы Fe-C-V. На рис. 4.8 приведены структуры сплавов системы Fe-C-V с пониженной износостойкостью за счет укрупнения размеров карбидов и увеличения их количества.
Микроструктуры сплавов системы Fe-C-V залитых в сухую -ПГФ: а)-№ 28, б)-№ 30, в)-№36 На все исследованные свойства сплавов системы Fe-C-V углерод оказывает более сильное влияние, нежели ванадий. При анализе данных приведенных в табл. 4.3 и на рис.4.3-4.6, можно заключить, что положительное влияние углерода наблюдается до концентрации 2,6-3,0 %, дальнейшее повышение концентраций вызывает снижение указанных свойств (рис. П. 15 П.21).
При повышении концентрации углерода происходит усиление влияния ванадия. Это связано с тем, что только часть углерода выводится из твердого раствора для образования карбидов ванадия, оставшаяся часть углерода в твердом растворе способствует изменению структуры металлической матрицы, что благотворно сказывается на изученных свойствах данных сплавов.
Увеличение теплоаккумулирующей способности формы приводит к измельчению структуры металлической матрицы и карбидов ванадия, повышает свойства данных сплавов и, как следствие, увеличивает влияние ванадия.
При помощи нейросетевой программы «Модель» составы, приведенные в табл. 4.2, были оптимизированы на максимальную износостойкость для различных типов форм и различного содержания углерода, характерного как для сталей, так и для чугунов. Это делалось для выяснения оптимальной концентрации ванадия, обеспечивающей максимальную износостойкость при различных содержаниях углерода в данных сплавах. При этом соблюдались следующие условия: содержание углерода изменялось в пределах 0,5-3,5 %, а ванадия в пределах 1,5-11,0 %. Оптимизированные составы и свойства сплавов приведены в табл. 4.4 исследования позволили сделать следующие выводы: сплавы с содержанием углерода, характерным для сталей (0,5-2,0 %), будут обладать максимальной износостойкостью при содержании ванадия 4,5-8,9 %. Причем с увеличением теплоаккумулирующей способности формы оптимальное содержание ванадия снижается в 1,5 раза.
Для сплавов с содержанием углерода, характерным для чугунов (2,5-3,5 %), максимальной износостойкостью будут обладать сплавы при содержании ванадия 4,3-8,6 %. Причем с увеличением теплоаккумулирующей способности формы оптимальное содержание ванадия также снижается в 1,5 раза.
Из этого можно заключить, что более высокие свойства сплавов системы Fe-C-V достигаются при содержания ванадия 5,0-8,0 % и углерода 2,6-3,0 %. При этом надо учитывать тип литейной формы и характеристики отливки (толщина стенки, масса и габаритные размеры).
Для форм с большой теплоаккумулирующей способностью (кокиль, ПГФ-сырая) можно несколько снижать нижний предел содержания ванадия, не боясь при этом некоторого снижения свойств. Дальнейшее повышение содержания углерода требует значительного увеличения содержания ванадия ( 11 %) для получения более высоких значений износостойкости, что экономически нецелесообразно. Для повышения значений износостойкости лучше дополнительно легировать данные сплавы элементами, повышающими термодинамическую активность углерода (Си, Ni, Si) [45].
Таким образом, содержание элементов в базовом легирующем комплексе Fe-C-V для разработки нового состава чугуна должно находится в следующих пределах, %: С=2,6-3,0, V=5,0-8,0.
Именно при таком содержании ванадия и углероде в чугуне происходит полная замена ледебурита эвтектикой аустенит + карбиды ванадия. Причем аустенитно-ванадиевокарбидная эвтектика имеет своеобразное строение. В пределах каждой эвтектической колонии карбид VC образует дендритообразнный каркас, располагающийся внутри более мягкой, вязкой и пластичной матрицы, состоящий из аустенита и продуктов его распада.
Аустенит представляет непрерывную матричную фазу, а карбиды в виде пластин или игл растут веерообразно из центра зерна и армируют матрицу колонии. Это обусловливает довольно высокие значения износостойкости сплавов [45,46, 88,89].
Изучение поверхностей разрушения образцов тройных Fe-C-V сплавов показало решающее влияние карбидной фазы на процесс изнашивания. Карбиды затрудняют прямое внедрение и продвижение абразивных частиц. Поверхность износа у таких сплавов покрыта короткими неглубокими рисками. При увеличении количества карбидов VC наблюдаются следы проскальзывания частиц по поверхности образца (рис.4.10).
Статистический анализ плавок хромоникелевых чугунов
Из приливных брусков, которые заливались вместе с отливками, изготавливали образцы для изучения микроструктуры и определения основных механических свойств и износостойкости. Термическую обработку не проводили. Опытную партию отливок опробовали и внедрили в производство на ОАО «Учалинский ГОК» (детали насосов), а также на коксохимическом производстве ОАО «ММК» в цехе переработки химических продуктов на печи непрерывной разгонки смолы в системе трубопроводов (тройник). Акты прилагаются.
Сравнение полученных значений стойкости отливок из нового чугуна по казало, что отливки деталей насосов из него превосходят в 1,5-1,7 раза по стойкости аналогичные отливки из чугуна ИЧХ28Н2 и в 4раза по стойкости отливки типа «тройник» из стали 10Х18Н9ТЛ. Это дало экономический эффект свыше 200 тыс. р. в год.
Внедрение нового состава чугуна для изготовления различных деталей, работающих в условиях абразивного износа, должно повысить межремонтные сроки работы оборудования, что может дать довольно ощутимый экономический результат.
1. Статистический анализ химических составов хромоникелевых чугунов показал, что в большинстве из них содержание элементов находится в более широких пределах, чем регламентировано нормативно-технической документацией. Изменение концентраций легирующих элементов в столь широких пределах приводит к изменению структуры и нестабильности основных механических свойств и износостойкости, что снижает рабочий ресурс отливок деталей насосов.
2. Установлено, что наиболее высокая эксплуатационная стойкость наблюдается у отливок деталей насосов, изготовленных из хромоникелевых чугунов, обладающих ферритно-перлитной структурой с карбидами М7С3И МСз, а также прочностью не ниже 550 МПа, твёрдостью не ниже 55 ед. и износостойкостью не менее 7ед.
3. Получены математические зависимости, описывающие взаимосвязь химического состава, структуры, механических свойств и износостойкости хромо-никелевых чугунов. Их анализ позволил определить весовые коэффициенты влияния и установить пределы содержания химических элемент тов в чугунах, что обеспечило получение требуемой структуры и стабильных свойств отливок в условиях эксплуатации. Внедрение технологических рекомендаций по совершенствованию химического состава хромоникелевых чугунов позволило снизить расход ферросплавов при их выплавке на 10%.
4. Установлено, что повышения эксплуатационной стойкости отливок деталей насосов нельзя добиться дальнейшим усовершенствованием химического состава хромоникелевого чугуна вследствие того, что невозможно существенно улучшить его структуру без применения дополнительных ле 121 гирующих элементов. Для повышения стойкости отливок деталей насосов их микроструктура должна быть качественно иной, что может обеспечить чугун с принципиально новым легирующим комплексом.
5. С целью выбора базового легирующего комплекса для нового состава чугуна были исследованы структура, механические свойства и износостойкость двойных Fe-V и тройных Fe-V-C сплавов, залитых в сырую и сухую песчано-глинистые формы и кокиль. Это позволило определить влияние типа формы и косвенно скорости охлаждения на формирование структуры и свойств данных сплавов. Наиболее высокие свойства получаются у тройных сплавов Fe-V-C, залитых в кокиль. Было установлено, что при увеличении скорости охлаждения (заливка в кокиль) полная замена ледебурита на аустенитно-вандиевокарбидную эвтектику происходит при содержании углерода 2,6 % и ванадия 5,0 % при низких скоростях охлаждения (литье в сухую ПГФ), ледебурит присутствует в структуре сплава при содержании углерода 2,6 - 3,0 % вплоть до 9 % ванадия. Состав базового легирующего комплекса следующий, %: 2,6 -3,0 С; 5,0 - 8,0 V.
6. Получены математические зависимости взаимосвязей химического состава, структуры, механических свойств и износостойкости комплексно-легированных ванадиевых чугунов, залитых в сырую и сухую песчано-глинистые формы и кокиль. На основе их определены весовые коэффициенты влияния элементов на структуру и свойства и разработан новый состав чугуна при следующем соотношении компонентов, %: 2,8 - 3,0 С; 6,7-7,4 V; 0,03 - 0,02 В; 1,0 - 1,2 Си; 0,3 - 0,4 Ті; 0,4 - 0,6 Si; 0,4 - 0,6 Mn; 0,01-0,05 Са.
7. Установлено, что увеличение скорости охлаждения (заливка в кокиль) обеспечивает более высокий уровень свойств ванадиевых чугунов даже при содержании элементов на нижнем пределе. При этом в структуре чугуна отсутствует ледебурит.
8. Опытно-промышленное опробование отливок деталей насосов, изготовленных из нового состава износостойкого чугуна в условиях ОАО «Уча-линский ГОК», показало, что их стойкость возросла в среднем в 1,5 -1,7 раза по сравнению с ранее применявшимися отливками деталей насосов, изготовленных из чугунов марок ИЧХ28Н2, ИЧ300Х20Н и ИЧ320Х20Н.
9. Отливки типа «тройник» массой 65 кг, толщиной стенки 20 мм и внутренним диаметром 125 мм из нового состава чугуна успешно прошли промышленные испытания и эксплуатируются в коксохимическом производстве ОАО «ММК» в цехе переработки химических продуктов взамен отливок из стали 10Х18Н9ТЛ, что дало экономический эффект свыше 200 тыс. р. в год.
Микроструктура и микротвёрдость экспериментальных износостойких чугунов, залитых в песчано-глиничстую форму и в кокиль (литое состояние)
При анализе влияния легирующих элементов на свойства (см. табл.5.4) прослеживается четкая тенденция изменения влияния элементов в сплаве в зависимости от типа формы. Влияние углерода и бора уменьшается с увеличением скорости охлаждения, а влияние ванадия меди и титана увеличивается. Но в целом наибольшее влияние на свойства оказывают углерод и ванадий вследствие того, что именно они являются главными регуляторами изменений структуры матрицы и количества упрочняющей фазы. Менее сильно влияет титан и медь. Отрицательное действие углерода и ванадия на твердость в сухой форме можно объяснить тем, что при меньшей скорости охлаждения ванадий успевает вывести большую часть углерода из твердого раствора на образование своих карбидов, что снижает твердость металлической матрицы. Все легирующие элементы, присутствующие в данном чугуне, повышают предел прочности на растяжение, твердость и износостойкость. По силе воздействия на предел прочности (а), твёрдость (б) и износостойкость (в дегирующие элементы можно записать в следующие ряды, в порядке уменьшения влияния:
Следует отметить, что при увеличении скорости охлаждения (заливка в кокиль) снижается влияние углерода и бора на твёрдость и износостойкость, в то время как влияние ванадия, титана и меди увеличивается. При низкой скорости охлаждения (заливка в сухую и сырую ПГФ) влияние легирующих элементов на твердость и износостойкость пршщшшально не изменяется, а на прочность резко возрастает положительное влияние меди за счет активизации механизма дисперсионного упрочнения [90,91].
Высокое сопротивление внедрению абразивной частицы в поверхность контакта и её продвижение в глубину связано с присутствием в структуре чугуна высокотвердых карбидов ванадия и титана. Так, твердость карбидов TiC и VC порядка 3000 HV выше твёрдости электрокорунда (2300 HV), который использовался в качестве абразива. Рельеф поверхности разрушения образцов характеризуется наличием коротких, неглубоких, тонких, прерывистых рисок. При наличии в структуре цементита в рельефе обнаруживаются ямки, которые образуются в результате выламывания и отрыва таких карбидов из металлической основы. Под действием абразивных частиц ямки укрупняются, и процесс изнашивания интенсифицируется. Поэтому присутствие цементита в структуре чугуна нежелательно. Экспериментальные данные, приведенные в табл. 5.2, показывают, что свойства всех сплавов существенно выше, чем были установлены ранее (ав 550 МПа, HRO50 ед., Ки 7 ед.) для успешной эксплуатации отливок в промышленных условиях.
Микроструктура и микротвердость экспериментальных износостойких чу гунов, залитых в песчано-глинистую форму и кокиль (литое состояние)
После исследований механических свойств экспериментальных чугунов были проведены оценка микроструктуры, измерения микротвердости, а также гранулометрический анализ включений карбида ванадия и объемной доли ледебурита опытных образцов в литом состоянии. Данные по вышеописанным исследованиям приведены в табл. 5.5 - 5.7 .
Структура чугуна, залитого в ПГФ, в основном представлена перлитом и карбидами ванадия, расположенными как по границам, так и внутри зерен (рис.5.2,5.3), а залитого в кокиль - троостито-мартенситно-аустенитной смесью с более мелкими карбидами ванадия, расположенными как по границам, так и внутри зерен. В микроструктуре чугуна, залитого в сырую ПГФ и кокиль, карбиды имеют более компактную форму, нежели карбиды чугунов, залитых в сухую ПГФ. Это означает, что влияние титана усиливается при увеличении теплоаккумулирующей способностью формы.
Карбиды в микроструктуре сухих ПГФ представлены в виде разветвленных дендритов первичных карбидов ванадия (рис. 5.3). Это свидетельствует о том, что при одинаковом содержании титана он более активен при большей скорости охлаждении. При сравнении структуры образцов, залитых в ПГФ и в кокиль, видно, что у последних более мелкодисперсная структура благодаря высокой скорости охлаждения.
Структура чугунов, обладающих наибольшей износостойкостью, отлитых в сухую ПГФ: а)-состав № 8; б)-состав №7; в)-состав № 3 После обработки результатов эксперимента, которые приведены в табл. 5.5-5.7, получили адекватные математические зависимости свойств характеристик микроструктуры экспериментальных чугунов от химического состава. Численные значения коэффициентов при факторах в математических зависимостях представлены в табл. 5.8.
Используя полученные математические зависимости, а также нейросете вую программу «Модель», были определены весовые коэффициенты влияния легирующих элементов на характеристики микроструктур экспериментальных чугунов. Весовые коэффициенты влияния легирующих элементов на характеристики микроструктур исследованных чугунов представлены в табл. 5.9.
При анализе влияния легирующих элементов на характеристики микроструктуры четко прослеживается положительное влияние углерода, ванадия и титана на долю карбидов. Положительное влияние титана при его малых концентрациях объясняется тем, что его карбиды оказывают зародышевое действие на появление карбидов ванадия. Бор выводит углерод из твердого раствора с образованием карбоборидов и снижает количество карбидов ванадия, что и объясняет его отрицательное влияния на их долю. Медь, сдвигая точку эвтектического превращения, позволяет увеличить количество углерода, выводимого из твердого раствора ванадием, что положительно влияет на их долю. Карбидо 87 образующие элементы снижают долю ледебурита. Положительное влияние углерода несущественно вследствие того, что более сильное влияние оказывает скорость охлаждения. Отрицательное воздействие меди объясняется тем, что она увеличивает количество карбидов за счет увеличения количества углерода, выводимого из твердого раствора. Положительное влияние бора на долю ледебурита происходит вследствие того, что он, образуя карбобариды (Ре СдВ), уменьшает долю карбидов, тем самым повышая долю ледебурита. Положительное влияние углерода на размер карбидов связано с тем, что при увеличении его концентрации при постоянном содержании ванадия количество карбидов ограничено, вследствие чего происходит их рост. Медь, выводя углерод из твердого раствора, также увеличивает размеры карбидов. Положительное влияние титана на размер карбидов связано с тем, что он не успевает ограничить рост карбидов при низкой скорости охлаждения, что успевает сделать бор. Увеличение содержания ванадия вызывает образование большого количества карбидов и, как следствие, умешает их размер. На микротвердость матрицы положительно влияют карбидообразующие элементы. Медь и углерод действуют незначительно, это происходит из-за того, что ванадий и титан образуют высокотвердые карбиды, а медь позволяет увеличивать их количество. С увеличением скорости охлаждения картина принципиально не меняется.
Особо следует отметить влияние химического состава и типа литейной формы (скорости охлаждения) на долю ледебурита. Исследования показали (табл. 5.7), что с увеличением скорости охлаждения количество ледебурита уменьшается, а в чугунах составов № 4,7,8,9 он полностью отсутствует. В структуре этих чугунов образуется только аустенитно-ванадиевокарбидная эвтектика и карбиды VC и ТІС.
Похожие диссертации на Разработка нового состава износостойкого чугуна для отливок деталей насосов
