Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние вопроса. Постановка цели и задач исследования 10
1.1. Анализ условий работы колосников 10
1.2. Жароизносостойкие сплавы, применяемые для отливок специального назначения 11
1.3. Факторы, влияющие на износостойкость и жаростойкость 18
1.3.1. Влияние условий эксплуатации отливок на износостойкость и жаростойкость 19
1.3.2. Влияние химического состава сплава на структуру и жароизносостойкость 25
1.3.3. Влияние структуры сплавов на их жароизносостойкость 30
1.4. Повышение свойств литых жароизносостойких чугунов воздействием на их расплав 35
1.5. Требования к структуре и свойствам жароизносостойких чугунов 36
Глава 2. Материалы и методика исследования 38
2.1. Шихтовые материалы и выплавка сплавов 38
2.2. Определение износостойкости, жаростойкости, механических и литейных свойств, металлографические исследования 39
2.3. Методики построения математических моделей, оптимизации химических составов сплавов и определения коэффициентов влияния легирующих элементов 46
Глава 3. Исследование структуры и свойств сплавов Fe-C-Cr-Mn-Ni-Ti и разработка новых составов жароизносостойких чугунов 48
3.1. Выбор легирующих элементов базового комплекса 48
3.2. Исследование структуры и свойств сплавов Fe-C-Cr-Mn-Ni-Ti 51
3.3. Оптимизация состава чугуна 72
3.4. Выбор легирующих элементов дополнительного комплекса 75
Выводы 94
Глава 4. Улучшение структуры и свойств жароизносостойких чугунов за счет обработки их кальций - стронциевым карбонатом и бором 97
4.1. Исследование влияния карбоната на структуру и свойства чугунов 97
4.2. Исследование влияния бора на структуру и свойства чугунов 109
4.3. Литейные свойства сплавов 120
4.4. Кинетика химической коррозии исследуемых чугунов 127
Выводы 131
Глава 5. Опытно-промышленное испытания и внедрение в производство отливок из чугунов новых химических составов 133
Общие выводы 139
Библиографический список 142
Приложение 153
- Влияние условий эксплуатации отливок на износостойкость и жаростойкость
- Определение износостойкости, жаростойкости, механических и литейных свойств, металлографические исследования
- Исследование структуры и свойств сплавов Fe-C-Cr-Mn-Ni-Ti
- Исследование влияния бора на структуру и свойства чугунов
Введение к работе
Актуальность работы.
С развитием современной техники предъявляются все более высокие требования к рабочим деталям машин Все чаще оборудование работает в сложных условиях при повышенных температурах и воздействии агрессивных газовых сред и износа Наиболее яркими представителями являются колосники грохотов и спекательных тележек аглофабрик Так, на аглофабриках ОАО «ММК», колосники изготавливают из высоколегированной стали марки 75Х24ТЛ Низкая стойкость колосников приводит к их повышенному расходу, ухудшению процесса агломерации и отсева мелочи из произведенного агломерата Комплексное воздействие на структуру известной стали, не дало желаемого повышения стойкости колосников, из чего был сделан вывод, что для повышения эксплуатационной стойкости и долговечности колосников необходима разработка нового состава сплава с требуемыми свойствами
Анализ известных материалов и их свойств показал, что наиболее перспективными материалами являются комплексно-легированные белые чугу-ны Наиболее широкое применение в последнее время находят марганцево-хромистые чугуны, дополнительно легированные другими элементами в зависимости от требуемого комплекса свойств Особенностью сплавов для колосников, препятствующей повысить эксплуатационную стойкость отливок из них, является то, что условия эксплуатации предъявляют к ним два взаимоисключающих требования по специальным свойствам - высокие показатели жаростойкости и износостойкости
Цель и задачи работы. Целью работы является разработка новых составов жароизносостойких чугунов путем создания новых легирующих комплексов и улучшения первичной литой структуры рафинированием и модифицированием Для достижения поставленной цели решали следующие задачи
-
Установление взаимосвязи химического состава, структуры, механических и специальных свойств белых хромистых чугунов, дополнительно легированных Mn, Ni, Ті, Nb и Al
-
Исследование влияния комплексного легирования и модифицирования на особенности формирования структуры и свойств отливок из хромо-марганцевых чугунов в различных условиях охлаждения, разработка новых составов чугунов, обеспечивающих необходимый уровень эксплуатационных свойств
-
Изучение механизма воздействия кальций-стронциевого карбоната и бора на структуру и свойства белых жароизносостойких чугунов, определение рационального количества вводимых присадок для улучшения структуры и свойств
-
Опытно-промышленные испытания и внедрение в производство отливок из чугунов новых химических составов
Научная новизна работы
-
На основе взаимосвязи химического состава, структуры, механических и специальных свойств хромомарганцевых чугунов получены весовые коэффициенты влияния легирующих элементов (С, Mn, Cr, Ni, Ті) на их свойства, на основе которых был разработан новый состав жароизносостой-кого чугуна, который позволяет получить отливки со стабильной структурой и свойствами
-
Установлено влияние А1 и Nb, как порознь, так и совместно, на структуру и свойства комплеснолегированных белых чугунов Так, чугуны обладают большей жаростойкостью при неизменной износостойкости при содержании А1 - 2,5-3,0 % и, большей износостойкостью при неизменной жаростойкости при содержании Nb - 1,0-1,5 % Одновременное повышение жаростойкости и износостойкости чугунов наблюдается при совместном введение 2,0-2,5 % А1 и 1,5-2,0 % Nb На основании этого разработан новый состав жароизносостойкого чугуна с требуемыми свойствами
-
Установлено, что эксплуатационная стойкость отливок из новых составов чугунов в первые 25 часов высокотемпературной выдержки зависит от химического состава сплава, а в дальнейшие часы зависит от строения и структуры образующейся защитной оксидной пленки
-
Установлена взаимосвязь между степенью эвтектичности, жаростойкостью и износостойкостью исследуемых чугунов Для получения требуемых структуры и свойств соотношение легирующих элементов должно быть таким, чтобы чугун имел S3 = 0,65-0,8 При 5Э>0,8 снижается окалино-стойкость, ростоустойчивость и развиваются процессы обезуглероживания, при Sj<0,65 значительно расширяется температурный интервал кристаллизации, что ведет к ухудшению литейных свойств чугуна
-
Определены рациональные количества карбоната и бора для рафинирования и модифицирования чугунов Для чугуна ИЧ220Х18Г4НТ расход карбоната составляет 5 кг/т, для ИЧ220Х18Г4Ю2Б2НТ - 4 кг/т Количество вводимого бора одинаково и составляет 0,02%
На защиту выносятся:
1 Результаты исследований по влиянию легирования и скорости охла
ждения на структуру, механические и специальные свойства высоколегиро
ванных хромо-марганцевых чугунов
-
Результаты исследований влияния дополнительного легирования жароизносостойких чугунов А1 и Nb порознь и совместно
-
Результаты экспериментальных исследований по рафинированию и модифицированию чугуна кальций-стронциевым карбонатом и бором
4 Новые составы чугунов для жароизносостойких отливок
Практическая полезность работы
1 Разработаны новые химические составы жароизносостойких чугунов для отливок специального назначения, обеспечивающие их высокую эксплуатационную стойкость
-
Полученные закономерности влияния степени эвтектичности S, на окалиностойкость и ростоустойчивость исследованных чугунов позволяют прогнозировать их химические составы с высокой жаростойкостью
-
Разработаны технологические рекомендации по обработке комплексно-легированных хромомарганцевых чугунов рафинирующе-модифицирующим материалом - кальций-стронциевым карбонатом и бором
Реализация результатов работы. Результаты проведенных исследований были положены в основу технологии изготовления опытно-промышленной партии отливок для детали «колосник», которые прошли производственные испытания на стационарном грохоте отсева возврата агломерационной машины № 11 аглофабрики № 3 ОАО «ММК>> Их эксплуатационная стойкость превысила срок службы колосников из высоколегированной стали 75Х24ТЛ более чем в 3 раза Повышенная стойкость колосников способствовала ровной работе агломашины, и, благодаря этому, увеличению выхода товарного агломерата с уменьшением доли оборотного продукта (возврата), повышению производительности, снижению расхода топлива на проведение процесса, улучшению качества агломерата по содержанию мелочи 5 - О мм За период эксплуатации экспериментальные колосники на грохоте выделили возврата из более 300 тыс т горячего агломерата Годовой экономический эффект составил более 2,2 млн руб в год
Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы обсуждались на 4 международных и Российских научно-технических конференциях г г Москва, Новокузнецк (2004 г), г Магнитогорск (2005, 2006 гг), г Барнаул(2005 г )
Публикации. По результатам выполненных исследований опубликовано 9 статей и тезисов докладов и подана заявка на изобретение (заявка № 2006119764/02 с приоритетом от 05 06 06 на изобретение "Чугун" авторов Никифорова Б А , Колокольцева В М , Сибагатуллина С К, Саитова Р Ф , Бря-лина М Ф , Воронкова Б В , Миронова О А )
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 5 глав, выводов, библиографического списка из 114 наименований и приложения Она изложена на 156 страницах машинописного текста, содержит 54 рисунка и 39 таблиц
Влияние условий эксплуатации отливок на износостойкость и жаростойкость
Реальным условиям работы оборудования и инструмента при абразивном изнашивании соответствуют различные схемы внешнего силового нагружения. Все эти схемы можно систематизировать по характеру воздействия абразивной частицы на поверхность трения: трение скольжения и качения, соударение металла с абразивом и специфические явления, происходящие при воздействии на рабочую поверхность потока абразивных частиц, переносимых воздухом или жидкостью.
В ряде исследований [19,29,30,31] показано, что интенсивность изнашивания существенно зависит от природы абразива, его физико-механических свойств, соотношения твердостей абразива На и испытуемого материала Нм. В частности, авторы [19] установили три области значений этого соотношения (рис. 1.1).
В области I при На/Нм 1 разрушение металла абразивом путем микрорезания не происходит, поэтому его износостойкость стремится к бесконечности.
В области 11 при На /Нм =1,5 характерно снижение износостойкости материала до определенной величины.
В области III при На/Нм 1,5 износостойкость не зависит от этого соотношения.
В числе факторов, оказывающих большое влияние на интенсивность изнашивания, кроме твердости абразива, следует назвать размер и форму частиц. С увеличением размера частиц, их остроугольности (с уменьшением радиусов выступов) интенсивность износа увеличивается [32,33,34]. Помимо этого, условия изнашивания потоком абразивных частиц в жидкости или газе описываются концентрацией абразива в потоке, скоростью удара частиц и углом наклона вектора этой скорости к поверхности детали (угол атаки а) [35,36].
По данным М.Е. Гарбера белые чугуны наиболее износостойки при малых углах атаки (10) в отличие от пластичных сталей, которые более стойки при углах, близких к 90. Если при малых углах атаки с увеличением содержания углерода и, следовательно, количества карбидной фазы износостойкость сплавов растет, то при больших углах атаки (70) износостойкость практически постоянна при всех содержаниях углерода [36].
Интенсивность износа в большой степени зависит от скорости перемещения абразивных частиц, которая определяет их кинетическую энергию к моменту встречи с изнашиваемой поверхностью.
Ударно-абразивное изнашивание. Процесс разрушения поверхности детали при ударном действии на нее абразива принято называть ударно-абразивным изнашиванием. Ударно-абразивный износ может происходить в условиях жесткого удара, свободного удара и качения по абразиву [29,37, 38, 39].
На ударно-абразивное изнашивание влияет природа, геометрическая форма, твердость, хрупкость, толщина слоя абразивных частиц, энергия удара, физико-механические свойства, структура материала детали и др.
Ударно-абразивный износ характеризуется своеобразным формированием рельефа поверхности изнашивания в виде чередующихся лунок, образующихся в результате локальной пластической деформации, и перемычек между ними. При многократном взаимодействии абразива с поверхностью детали лунки расширяются и углубляются, поверхность многократно деформируется, наклёпывается и происходит отрыв от нее частиц. Такой механизм разрушения характерен для вязких структур.
При ударно-абразивном износе твердых и хрупких структур разрушение поверхности происходит за счет хрупкого выкрашивания металла, заключенного между образующимися при соударении лунками.
Наличие в структуре сплавов твердых и хрупких фаз (карбидов, карбонитридов, нитридов, боридов и др.) облегчает зарождение, развитие и слияние микротрещин. Интенсивность выкрашивания и суммарный износ увеличиваются.
В механизме этого вида изнашивания также хорошо прослеживается прочностная основа, а износостойкость металлов и сплавов будет определяться комплексом свойств, основными из которых являются твердость, прочность и сопротивление срезу [30,40].
В начальной стадии ударного взаимодействия абразива с поверхностью детали определяющим является соотношение твердостей HJHM. На этом этапе соударения, когда микрорельеф еще не получил полного развития, твердость сплава служит сопротивлением внедрению частиц абразива в поверхность контакта.
По мере развития на поверхности изнашивания сложного макрорельефа в виде лунок и выступов в результате многократного соударения в поверхности формируются частицы износа за счет деформации среза выступов между лунками. На этом этапе срез будет определять интенсивность ударно-абразивного изнашивания, а сопротивление сплава срезу - критерием износостойкости.
При выборе способов повышения стойкости деталей при ударе особое внимание следует уделять склонности поверхностного слоя к хрупкому выкрашиванию и его способности деформироваться.
Абразивное изнашивание при повышенных температурах. Одной из отличительных черт современной промышленности является все более широкое применение деталей из комплексно-легированных белых чугунов, эксплуатация которых осуществляется при повышенных и высоких температурах в условиях воздействия агрессивных сред и износа.
На долговечность деталей, работающих в таких условиях, решающее влияние оказывают процессы их взаимодействия с окружающей средой. Находясь в агрессивной среде, КЛБЧ подвергаются высокотемпературной коррозии. Наиболее распространенным видом взаимодействия является окисление. Роль процессов окисления в жароизносостойкости сплавов огромна. При наличии в окружающей среде кислорода и других окислителей создаются условия для образования защитных оксидных пленок, препятствующих развитию изнашивания. Защитные свойства оксидов будут определяться их составом, структурой, прочностью сцепления с основой, толщиной и физико-механическими свойствами [40].
Состав газовой среды. Влияние состава газовой среды на скорость коррозии металлов велико, специфично для разных металлов и сплавов и изменяется с температурой. Состав газовой среды оказывает большое значение на скорость окисления сплавов железа. Особенно сильно влияют кислород, соединения серы и водяные пары.
Насыщение воздуха парами воды увеличивает скорость коррозии. При наличии в газовой среде соединений серы, сплавы железа часто подвергаются межкристаллитной коррозии, особенно при температурах выше 1000 С.
Если газовой средой являются продукты горения топлива, газовая коррозия тем сильнее, чем выше коэффициент расхода воздуха, с которым сжигается топливо.
Значительное влияние на коррозию сплавов оказывают продукты горения топлива, содержащие ванадий. При сжигании дешевого загрязненного ванадием жидкого топлива (мазута, погонов нефти) образуется большое количество золы, содержащей V205. Зола, налипая на металл, увеличивает скорость его окисления (в несколько раз и даже в десятки раз).
Таким образом, V2O5, участвуя в процессе окисления сплавов, на образование их оксидов почти не расходуется. Взаимодействуя с различными оксидами железа, никеля и хрома, V2Os разрушает защитную пленку, образуя в ней поры, по которым относительно легко проникают кислород газовой фазы и жидкая V205, окисляющие металл.
Повышение содержания в газовой среде оксида углерода СО сильно понижает скорость коррозии, однако при большом количестве СО в газовой среде может произойти науглероживание поверхности сплава, что приведет к понижению защитных свойств оксидной пленки.
Таким образом, различия в скорости коррозии разных сплавов в разных газовых средах в значительной степени определяются защитными свойствами образующихся на металлах пленок продуктов коррозии.
Температура. Разрушение чугуна под воздействием окислительных процессов особо усиливается при повышенных и высоких температурах. При температурах более 150-300С агрессивность газовой среды очень сильно возрастает и скорость коррозии резко увеличивается.
Определение износостойкости, жаростойкости, механических и литейных свойств, металлографические исследования
Жаростойкость оценивали по двум показателям: окалиностойкости и ростоустойчивости.
Окалиностойкость оценивали по ГОСТ 6130-71. Окалиностойкость определяли в камерной высокотемпературной электропечи типа ПЛ 20/12,5 с автоматической регулировкой температуры после выдержки образцов в печи в течение заданного времени (100 ч) при постоянной температуре (800 С) в среде атмосферного воздуха весовым методом по увеличению массы образца.
Размер образцов 35x35x10 мм.
Весовой метод по увеличению массы образца заключается в определении толщины слоя металла, подвергшегося коррозии в процессе испытания, по увеличению массы образца, определяемой непосредственно в процессе испытания. При этом для расчета предварительно определяют коэффициент соответствия увеличения массы образца - уменьшению его массы.
Величину коэффициента С определяют для исследуемой марки сплава, температуры и газовой среды однократно. При умножении величины увеличения массы образца на коэффициент С получают значение условного уменьшения массы образца, по которому определяют толщину слоя металла, подвергшегося коррозии. Допускается определение жаростойкости по привесу, без учета коэффициента С, что и выполнялось.
Ростоустойчивость оценивали по ГОСТ 7769-82. Определение ростоустойчивости исследуемых сплавов проводили на трех образцах для каждого сплава длиной 100-150 мм, и диаметром 20-25 мм, по изменению длины в процентах за (150 ч) испытания при температуре (800 С).
Твердость образцов по методу Роквелла определяли по ГОСТ 9013-59 вдавливанием алмазного конуса с углом при вершине 120 и нагрузкой вдавливания 1471,5 Я.
Износостойкость сплавов изучали согласно ГОСТ 23.208-79 «Метод испытания материалов на износостойкость при трении о не жестко закрепленные абразивные частицы». Общий вид установки приведен на рис. 2.1.
Испытания проводились на образцах с габаритами 35x35x10 мм. Образец прижимался с усилием 44,1 + 0,25 Я к резиновому ролику, который вращался со скоростью 60 ± 2 об/мин, и перемещал абразивные частицы по поверхности образца. Диаметр ролика 48...50 мм, ширина 15 ± 0,1 мм. Твердость резины ролика - 78 - 85 ед. по ГОСТ 263 - 75, относительное остаточное удлинение - 15-20 % по ГОСТ 270 - 75. Угол наклона направляющего лотка 45 ± 2, торцевые зазоры между стенками образцедержателя и роликом - 3,0 ± 0,1 мм.
В качестве эталона использовали сталь 45, в качестве абразива -электрокорунд зернистостью № 16 П по ГОСТ 3647-80.
Взвешивание образцов проводили на аналитических весах с точностью ± 0,0001 г. Испытание проводили не менее трех раз. Если потеря массы образца после изнашивания составляла менее 5 мг, то цикл оборотов ролика удваивался.
Жидкотекучесть определяли при помощи пробы со спиральным каналом по ГОСТ 16438-81. Свойства исследуемых сплавов оценивали длиной залитого полностью спирального измерительного канала, имеющего в поперечном сечении форму закругленного в вершине треугольника. Линейную усадку определяли как разность линейных размеров формы (модели отливки) и отливки после полного ее охлаждения.
Величину остаточных напряжений в отливках из исследуемых сплавов определяли на прямоугольной усадочной решетке, форма и размеры которой указаны на рис. 2.2.
Для исследования комплекса литейных свойств (жидкотекучести, усадки и трещинопоражаемости) жароизносостойких сплавов применяли технологическую пробу Нехендзи-Купцова, которая показана на рис. 2.3.
Линейную усадку сплавов определяли по усадке центрального прутка, диаметром 15 мм в вертикальном канале формы. Верхняя часть этого прутка в месте ответвления U - образного канала жестко закреплена, а нижняя -может при усадке свободно перемещаться вверх. Внизу, между свободным концом прутка и кромкой канала, образуется усадочный зазор (А1), величина которого позволяет определить линейную усадку исследуемых сплавов. Измерение усадочного зазора производилось с точностью ± 0,05 мм.
Жидкотекучесть сплавов определяли по длине /JV заполнения U -образного канала по шкале, нанесенной на стенках полуформ, по плоскости разъема. Объем этого канала составляет только 15% от объема конусной части пробы. Поэтому постоянство металлостатического напора при его заполнении сохранялось даже при условии полного прекращения заливки и поступления расплава в форму из конусной части пробы. Понижение уровня расплава в воронке при этом не превышало 5 мм.
В комплексной пробе в U - образном канале имеется четыре участка различной длины, где происходит торможение усадки, которое дает возможность судить о склонности сплава к образованию трещин.
Металлографические исследования микроструктуры сплавов проводили на оптических микроскопах МИМ-7, «МЕТАМ-ЛВ31», «Epiquant» при увеличении от 100 до 1000 крат и растровом электронном микроскопе «Camscan» при увеличении от 50 до 160000 крат.
Количественный металлографический анализ проводили на промышленных системах обработки и анализа изображений "SIAMS" и "Tixomet". Измерение осуществляли в режиме визуального слежения на поперечных и продольных шлифах до и после травления, в литом состоянии и после испытаний на жаростойкость по специально разработанной методике.
Микротвердость измеряли на приборе ПМТ - 3 при нагрузке на индентор 0,49 Я.
Температуру заливки сплавов определяли при помощи термоизмерителя модели ТЦП-1800В, который предназначен для измерения температуры расплава металлов при помощи термопреобразователя из вольфрам-рениевых сплавов (ВР5/20; ГОСТР 8.585.2001).
Исследование структуры и свойств сплавов Fe-C-Cr-Mn-Ni-Ti
Структуру и свойства сплавов исследовали как в литом состоянии, так и после испытаний на жаростойкость. Гранулометрический анализ включений карбидов титана проводили на полированных шлифах без травления. Микроструктуру металлической основы, эвтектик, карбидов хрома и их микротвердость изучали на протравленных шлифах.
После обработки результатов дробного факторного эксперимента, которые приведены в табл. 3.2 - 3.5, получили адекватные математические зависимости свойств экспериментальных сплавов от химического состава. Численные значения коэффициентов при факторах в математических зависимостях представлены в табл. 3.6-3.7.
Используя полученные математические зависимости, а также нейросете-вую программу «Модель», были определены весовые коэффициенты и ряды влияния легирующих элементов на свойства экспериментальных чугунов, которые представлены в табл. 3.8-3.9.
По силе влияния на твердость (а), износостойкость (б), окалиностойкость (в) и ростоустойчивость (г) легирующие элементы можно расположить в следующие ряды, в порядке уменьшения.
Наибольшее влияние на твердость и износостойкость сплавов оказывает углерод и хром, остальные элементы влияют незначительно. Это можно объяснить тем, что именно хром и углерод являются главными регуляторами изменений структуры матрицы и количества упрочняющей фазы. С увеличением содержания хрома и углерода износостойкость увеличивается.
Наибольшее влияние на окалиностойкость оказывает хром, что объясняется повышением сопротивляемости окислению матрицы чугунов, благодаря пассивирующему действию хрома. На ростоустойчивость наибольшее влияние оказывают никель и титан, что объясняется стабилизацией структуры, а значит повышением ростоустойчивости.
Металлографическим анализом определено, что исследуемые чугуны представляют собой доэвтектические сплавы (рис. З.1.). После завершения кристаллизации во всех типах форм в них формируется структура, состоящая из избыточных дендритов аустенита и аустенитокарбидной эвтектики розеточного строения. В структуре чугунов присутствуют карбиды двух типов - М7С3 и МзС, которые кристаллизуются в эвтектике одного морфологического типа (инвертированная аустенитокарбидная эвтектика) [117].
С увеличением скорости охлаждения снижается количество и размеры дендритов первичного аустенита, растет микротвердость металлической основы (с 2,5 до 5,0 ГПа) и эвтектики (с 5,0 до 7,5 ГПа), растет дисперсность и объемная доля аустенитокарбидной эвтектики. Микротвердость карбидов М7Сз составляет 13-15 ГПа, карбидов МзС - 8-11 ГПа.
Как видно из табл. 3.2-3.5, прослеживается четкая тенденция изменения показателей свойств и некоторых характеристик микроструктуры в зависимости от скорости охлаждения.
С увеличением теплоаккумулирующей способностью формы, происходит измельчение карбидов и эвтектики. Все это приводит к увеличению твердости и износостойкости (рис. 3.2). Максимальной износостойкостью обладают чугуны, залитые в кокиль, так как карбиды измельчаются, более равномерно распределяются в матрице и при абразивном изнашивании прочно удерживаются ею. Меньшей износостойкостью обладают чугуны, залитые в сухие пес-чано-глинистые формы, в них карбиды успевают вырасти до крупных размеров, которые при изнашивании растрескиваются и выкрашиваются, что приводит к снижению износостойкости.
Падение окалиностойкости с увеличением скорости охлаждения, связано с тем, что увеличивается межзеренная поверхность, которая обогащается легкоплавкими составляющими и более загрязнена, и следовательно наиболее подвержена окислению. Все это приводит к падению окалиностойкости.
При анализе влияния легирующих элементов на свойства (см. табл. 3.8. и 3.9) прослеживается слабая тенденция изменения влияния элементов в сплаве в зависимости от типа формы. С увеличением скорости охлаждения влияние углерода на твердость и износостойкость уменьшается, влияние титана увеличивается. Влияние хрома на окалиностойкость и ростоустойчивость увеличивается.
Анализ микроструктуры образцов после испытания на окалиностойкость показал, что чем выше показатель окалиностойкости (табл. 3.2), тем плотнее оксидный слой и прочнее он связан с основным металлом (рис. 3.3, а) и, наоборот, чем ниже показатель окалиностойкости, тем рыхлее оксидный слой (рис. 3.3,6). Растрескиваясь и оголяя основной металл (рис. 3.3,в), он способствует дальнейшему его разрушению под действием высокой температуры и агрессивной газовой среды [106].
Как видно из рисунков 3.4-3.6., при содержании хрома более 30 % в оксидном слое формируется сплошная плотная с хорошим сцеплением с основным металлом оксидная пленка типа шпинели (БеОСггОз) с гексагональной решеткой. Это подтверждается средней областью концентраций Fe (как менее благородного) и Сг (как более благородного) в оксидном слое (рис. 3.3) [103]. Кроме того, (РеОСггОз) образуется преимущественно на границе оксидный -подоксидный слой, что значительно затормаживает диффузионные процессы по дефектам кристаллической решетки (вакансиям и межузельным атомам). Это подтверждается показателями окалиностойкости (табл. 3.2) и протяженностью слоев продуктов коррозии (табл. 3.10).
Хорошее сцепление оксидного слоя со сплавом обеспечивает подоксидный слой, так как он способствует врастанию образующегося оксидного слоя в металл, и, таким образом, улучшает сохранность сплава при теплосменах, т.е. термостойкость. Это объясняется тем, что в условиях эксплуатации при повышенных температурах, особенно переменные нагрев и охлаждение, при отсутствии подоксидного слоя, увеличивают скорость окисления сплавов, так как в защитной оксидной пленке вследствие возникновения в ней термических напряжений образуются трещины, и она может отслаиваться от основного металла, тем самым, оголяя его и не препятствовать дальнейшему окислению. Подоксидный слой, прочно удерживая оксидный слой, способствует понижению термических напряжений, релаксируя их в своем объеме, и, к тому же защищает основной металл от окисления, в случае механического повреждения или износа оксидного слоя, за счет высокотемпературной пассивации.
Очевидно, что чем протяженнее обезуглероженный слой (табл. 3.10), тем ниже показатель окалиностойкости (табл. 3.2). Это связанно с тем, что в первые часы высокотемпературной выдержки образцов происходит преимущественное окисление углерода [104]. Металлическая матрица в этот период окисляется недостаточно из-за восстановительной атмосферы вблизи карбидов и полостях с частично выгоревшими карбидами. Окислению подвержена преимущественно граница раздела металлической матрицы и карбидов. Уменьшение скорости обезуглероживания с изменением химического состава связано главным образом с увеличением содержания связного углерода (табл. 3.3-3.5).
При затухании обезуглероживания металлическая матрица окисляется интенсивнее. Этот процесс идет с увеличением массы образцов, и скорость окисления зависит от количества выгоревшего углерода.
Таким образом, окисление чугуна следует рассматривать состоящим из двух конкурирующих процессов: обезуглероживания и окисления металлической матрицы. При этом обезуглероживание преобладает в первые часы высокотемпературной выдержки. Наряду с окислением происходит диффузионное залечивание пор, образовавшихся в процессе обезуглероживания, как за счет образования оксидов, так и диффузии компонентов чугуна из-за концентрационного градиента. На это указывает и увеличение размеров образцов (табл. 3.2), которое тем значительнее, чем больше склонен чугун к обезуглероживанию. При затухании обезуглероживания после 5-20 ч выдержки процесс увеличения размеров замедляется, что вызвано усилившимся окислением металлической матрицы и заполнением микропустот оксидами. Следовательно, ростоустойчи-вость чугуна, также как и окалиностойкость, непосредственно зависит от процесса обезуглероживания.
В связи с этим важно рассмотреть влияние степени эвтектичности S3 на обезуглероживание, окалиностойкость и ростоустойчивость чугуна, так как эта величина с учетом содержания Cr, Mn, Ni и Ті является комплексной характеристикой его состава и структуры. Установлена четкая связь между количеством связанного углерода, химическим составом и жаростойкостью чугуна (рис. 3.7-3.8). Так, при приближении чугунов от доэвтектических к эвтектическим, меняется количество карбидов и их размеры, что отражается на интенсивности обезуглероживания, а, следовательно, и на снижении жаростойкости чугуна.
Исследование влияния бора на структуру и свойства чугунов
Немаловажный интерес представляет модифицирование чугунов бором, которое применяется пока относительно ограниченно. Вместе с тем, области возможного его применения достаточно велики. Характерной особенностью поведения бора в расплавах чугуна является двойственный характер его воздействия на стабильность жидкого расплава и на условия кристаллизации. Эта двойственность состоит в том, что малые его добавки (до 0,004%) способны оказывать графитизирующее влияние (чугуны, в которых углерод находится в несвязанном виде), а повышенное (до 0,03%) - карбидостабилизирующее (белые чугуны). При повышении содержания бора выше 0,15% увеличивается количество боридов, что ведет к охрупчиванию сплава и снижению эксплуатационной стойкости.
В исследуемых чугунах содержание бора составляло: 0,005; 0,01; 0,02; 0,03 %.
Экспериментальные данные по свойствам представлены в табл. 4.9 - 4.10 и на рис. 4.9-4.12.
Обработка чугунов бором повышает весь комплекс свойств. Максимальные показатели свойств наблюдаются при добавлении бора как для ИЧ220Х18Г4НТ, так и для ИЧ220Х18Г4Ю2Б2НТ 0,02%. Это можно объяснить тем, что при таком количестве бора он действует как добавка, рафинирующая и модифицирующая чугун.
Микроструктура чугуна ИЧ220Х18Г4НТ после обработки бором пред ставлена на рис.4.13, а чугуна ИЧ220Х18Г4Ю2Б2НТ на рис. 4.14.
Бор при введении его в расплав адсорбируется на поверхности растущих кристаллитов, затрудняя их рост и тем самым, снижая тепловыделение при кристаллизации, вызывает увеличение переохлаждения. Это способствует увеличению дисперсности структурных составляющих исследуемых сплавов. Бор способствует не только измельчению карбидной фазы (табл. 4.11 и 4.12), но и ее равномерному распределению и повышению микротвердости (табл. 4.13), что увеличивает износостойкость и жаростойкость чугуна. Кроме того, повышение жаростойкости связано с тем, что модифицирование бором способствует обогащению металлической основы хромом. Механизм такого влияния видимо в том, что бор, располагаясь по границам зерен и заполняя имеющиеся там вакансии, уменьшает сегрегацию углерода в этих местах, тормозит как его диффузию, так и диффузию хрома. А так как у хрома диффузионная подвижность ниже, чем у углерода это сопровождается усилением выделения карбидов внутри зерен, а не в зернограничных пространствах (рис. 4.15 и 4.16). Таким образом, карбиды обедняются хромом и насыщаются другими карбидообра-зующими элементами.
Поскольку в кубическом карбиде Сг2зСб только 35% Ст может замещаться железом, а в тригональном карбиде Сг7Сз - от 30 до 55 %, то создаются благоприятные условия для трансформации в процессах нагрева и охлаждения одной карбидной фазы в другую. Эти соображения подтверждаются определением микротвердости карбидов. Если в славах без бора она составляет 1100-1300 HV, то в славах с бором микротвердость карбидов достигает 1300-1700 HV.
