Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Общие сведения о доменном чугуне 11
1.1. Получение чугуна 11
1.2. Некоторые положения из истории создания диаграммы железо-углерод 18
1.3. Нелегированные чугуны 22
1.4. Легированные чугуны 27
1.5. Современные составы и способы получения чугуна 35
1.5.1. Составы чугунов 38
1.5.1.1. Перспективы легирования 44
1.5.2. Способы получения 47
1.5.2.1. Получение чугуна с вермикулярным и шаровидным графитом 48
1.5.2.2. Вещества для обработки расплава 51
1.5.2.3. Рафинирование 55
1.5.2.4. Модифицирование 58
1.5.2.5. Термовременная обработка 63
1.6. Выводы по главе 65
Глава 2. Особенности металлографии серого чугуна 66
2.1. Металлография чугуна, залитого из домны № 3 КМК 66
2.1.1. Влияние условий кристаллизации 66
2.1.2. Влияние температуры и среды нагрева 73
2.2. Особенности микроструктуры после переплава 86
2.2.1. Переплав в электродуговой печи 86
2.2.2. Переплав в индукционной печи 89
2.3. Выводы по главе 93
Глава 3. О природе выделений графита в чугуне и роли газосодержания 95
3.1. Развитие новых представлений о роли газосодержания в чугунах 95
3.2. О графите в сером чугуне 117
3.3. Водородный механизм формирования выделений графита при кристаллизации 126
3.4. Выводы по главе 143
Глава 4. Термоциклическая обработка расплава чугуна для предотвращения выделений графита 145
4.1. Низкотемпературная обработка 148
4.2. Высокотемпературная обработка 157
4.3. Выводы по главе 173
Глава 5. Обработка расплава чугуна твердыми веществами для предотвращения выделения графита 175
5.1. Обработка смесями с водородсодержащими элементами 175
5.2. Обработка окисными соединениями 175
5.3. Обработка графитом и соединениями углерода с галогенами 187
5.4. Выводы по главе 201
Глава 6. Продувка расплава чугуна газами для предотвращения выделения графита 203
6.1. Продувка азотом 203
6.2. Продувка водяным паром 214
6.3. Совместная продувка азотом и водяным паром 218
6.4. Совместная продувка кислородом и водяным паром 227
6.5. Выводы по главе 234
Глава 7. Перспективные пути практического использования результатов работы 236
7.1. Современные основные области применения легированного чугуна 236
7.2. Свойства нелегированного доменного чугуна без выделений графита 239
7.2.1. Линейное расширение 240
7.2.2. Коррозионная стойкость 247
7.2.3. Износостойкость 260
7.2.4. Жаропрочность 264
7.3. Инструментальные материалы 274
7.3.1. Быстрорежущая сталь 275
7.3.2 Твердые сплавы 280
7.3.3. Инструмент из доменного чугуна без выделений графита 282
7.4. Выводы по главе 288
Основные выводы 290
Список литературы 292
Приложение 326
- Легированные чугуны
- О графите в сером чугуне
- Продувка азотом
- Инструмент из доменного чугуна без выделений графита
Легированные чугуны
В том случае, когда от материала не требуются какие-либо особые свойства, его называют машинопод ел очным. Если же от него требуются какие-то особые физические, химические или механические свойства, тогда его называют специальным. Перечисленные в предыдущем разделе чугуны можно отнести к первому виду. Их низкие механические свойства при обычных и повышенных температурах, коррозионная стойкость и деформируемость, недостаточный уровень физических свойств обусловлены присутствием графита. Поэтому совершенно отчетливо проявляется необходимость перевода чугунов с выделениями графита в ранг материалов с высокими свойствами путем удаления этих выделений, то есть перевод их в разряд специальных чугунов.
До настоящего времени теория легирования металлических материалов отсутствует, существуют лишь общие положения о влияния легирующих элементов на свойства основы. Наиболее систематизированный материал для сталей изложен в фундаментальной монографии Э. Гудремона „Специальные стали" [26]. Глубоко освещены вопросы легирования применительно к советскому марочнику стали в [27]. В доступной форме вопросы легирования изложены в [28, 29].
Для чугунов информация по влиянию легирующих элементов более скудная. Практически здесь тоже, как и в сталях, разработка материалов целевого назначения проводится методом проб и ошибок. В связи с трудностью определения многоликого влияния каждого элемента на свойства основы четко выражена направленность применения многих легирующих элементов для получения одного специального свойства.
"Современные высокопрочные сплавы содержат до десяти легирующих элементов, и такое комплексное легирование дает максимальный эффект. В современных высокопрочных чугунах содержится до пяти упрочняющих элементов. Это объясняется тем, что каждый элемент в большом количестве увеличивает микронеоднородность и оказывает упрочняющее действие, но максимального упрочняющего влияния можно достигнуть только применением суммы ряда элементов. В чугуне, кроме того, отбеливающее действие ряда элементов должно компенсироваться увеличением количества графити-зующего элемента в соответствии с приведенным эквивалентом графитиза-ции"[30]. Характерным для всего легирования является установление практических закономерностей. Например, на рис. 1.6 показано влияние легирующих элементов на износ чугунов.
Совместное легирование большим количеством элементов усложняет технологию последующей обработки и переводит изделия из легированного чугуна в ранг весьма дорогостоящих и технологически трудно обрабатываемых.
Ниже в качестве примера приведен очень краткий обзор по составам легированных чугунов.
Коррозионностойкие низколегированные чугуны. При добавке до 1% хрома химическая стойкость чугуна в морской и водопроводной воде и в особенности в уксусной и соляной кислотах заметно повышается. Стойкость в щелочах достигается путем совместной добавки хрома и никеля. Чугуны с содержанием меди до 0,5% успешно применяются для работы в атмосфере воздуха, воде, уксусной кислоте, а также в соляной кислоте (соединение СиС12 закупоривает поры графитового слоя). Добавка олова до 2% повышает химическую стойкость чугуна в слабых азотной, соляной и уксусной кислотах. При содержании меди и сурьмы 1-1,5% (Sb:Cu =0,5) чугуны обладают стойкостью в соляной кислоте в 20-30 раз большей, чем нелегированные чу-гуны(табл. 1.8).
Коррозионностойкие высококремнистые ЧУГУНЫ (ферросилиды). При введении в чугун кремния на поверхности образуется прочная защитная пленка Si02. Химическая стойкость достигается не только за счет защитной пленки, но и за счет повышения электродного потенциала а-твердого раствора при введении кремния. Ферросилиды имеют низкие механические и литейные свойства [21], но обладают высокой химической стойкостью в окислительных кислотах (азотной, хромовой и др.), в серной кислоте при различных температурах и концентрациях, в органических кислотах, в растворах солей и во влажной атмосфере. Для работы в восстановительных средах (например, в сернистой кислоте) ферросилид неприменим. Он неприменим также в щелочах, плавиковой кислоте, во фтористых соединениях, хлорном олове (табл. 1.9).
Коррозионностойкие кремнемолибденовые чугУНы. Химический состав антихлора марки МФ-15: 0,5-0,6% С; 14,5-16% Si; 3,4-4,0% Mo; 0,3-0,8% Мп; до 0,1% S; до 0,1% P. Добавка молибдена в количестве не менее 2% к ферросилидам приводит к резкому повышению химической стойкости в горячей соляной кислоте, а также в ряде других сред, в которых ферросилиды без молибдена имеют низкую стойкость. Причина повышенной стойкости антихлора в том, что на поверхности отливки образуется защитная пленка, состоящая из хлористых солей молибдена и окислов кремния. Механические и литейные свойства у антихлоров, как и у ферросилидов, очень низкие, а антикоррозийные свойства приобретаются лишь после 30-40 часов воздействия среды.
Коррозионностойкие аустенитные чугуны. Аустенитная структура способствует увеличению химической стойкости, что связано с повышением электрохимического потенциала и с образованием на поверхности устойчивой защитной пленки. Аустенитные чугуны обладают хорошими механическими и литейными свойствами (табл. 1.10). При содержании 30-40% никеля чугун обладает низким коэффициентом линейного расширения (сх-6-КГ град-1). Для увеличения прочности в аустенитные чугуны вводят до 15% хрома. Никросилал применяется как коррозионностойкий, так и жаростойкий материал. Нирезист стоек в неокислительных кислотах, особенно в серной, уксусной, муравьиной. В азотной кислоте он неприменим. Для повышения стойкости нирезиста в соляной кислоте к нему добавляют молибден или сурьму. Стойкость нирезиста в морской и проточной воде, в атмосфере, в щелочах и солях выше стойкости серого чугуна в 10-15 раз.
Коррозионностойкие высокохромистые чугуны. В чугуне хром частично растворяется в феррите или в аустените и частично образует карбиды. Резкое повышение химической стойкости при 13% хрома достигается за счет скачкообразного повышения электрохимического потенциала (табл. 1.11).
Жаростойкие низколегированные чугуны. Рекомендуется применять модифицированный чугун с вводом в шихту природнолегированного халиловского чугуна следующего состава: 2,8%-3,2% С; 0,8-1,2% Si; 0,8-1,2% Мп; 0,1-0,3% Р; до 0,12% S; 0,4-0,6% Сг; 0,4-0,8% Ni. Для уменьшения окисления чугуны легируют Si, Al, Сг, что приводит к образованию соответствующих окислов, обладающих хорошими защитными свойствами.
Жаростойкие кремнистые чугуны (силалУ Его состав: 2,2-3,3% С; 5,0-6,0% Si; 0,5-0,8% Мп; до 0,3% Р и до 0,1% S (марка ЖЧС-5,5). Для повышения прочности в силал вводят 0,6-1,0% хрома.
Жаростойкие алюминиевые чугуны. Чугаль содержит 20-25% А1. При тем пературе 800С прочность его в 1,5 раза выше, чем у серого чугуна. Чугаль обладает хорошими литейными свойствами, а механические свойства выше чем у кремнистых жаростойких чугунов.
Жаростойкие высокохромистые чугуны. Высокохромистые жаростойкие чугуны содержат 28-35% хрома. Сплав Х34Л обладает не только жаростойкостью, но и ростоустойчивостью.
Жаростойкие аустенитные чугуны. Чугуны типа нирезист и никроси-лал. Для более высокой жаростойкости желательно, чтобы содержание хрома было на верхнем пределе.
О графите в сером чугуне
Графиту посвящено много работ. В сборнике "Химические и физические свойства углерода" [239], в справочнике "Полиморфные модификации углерода и нитрида бора" [240] подробно рассмотрены: кристаллическая и зонная структура, термомеханические и теплофизические характеристики, механические, электрические и магнитные свойства графита и алмаза. В энциклопедическом словаре 1987 года дается следующее определение графита: "Графит - минерал, наиболее распространенная и устойчивая в земной коре гексагональная полиморфная модификация углерода. Структура слоиста. Темно-серые до черных чешуйчатые агрегаты, конкреции, сплошные массы. Тв. 1-2, плотность около 2,2 г/см". Огнеупорен, электропроводен, химически стоек. Метаморфич., магматич. происхождение. Графит получают также искусственно - нагреванием антрацита без доступа воздуха"[241]. Существует много фактов необычного поведения графита, которые подтверждают гипотезу о том, что он является частью строения чугуна и не выступает как инородное тело. В пользу такого мнения можно привести ряд примеров. Так, при изучении структуры графита в чугуне электронномикродифракционным методом авторы [202] смогли дать лишь общую рекомендательную картину: "Особенностью строения расплава эвтектического состава является такое определенное соотношение между областями истинного раствора и высокоуглеродистыми областями, которое отвечает состоянию полной сольватации".
К настоящему времени имеется большое количество работ, посвященных металлическим расплавам и их кристаллизации. Так, в [256, 257] обсуждался механизм роста кристаллов, а в [258] авторы отметили существенное влияние примесей на рост кристаллов. Подробно также рассмотрена механика [259] и в общем виде физика кристаллизации [260], направленная кристаллизация [261] и распределение примесей при кристаллизации [262]. Значительное внимание уделено росту кристаллов из пара [263], при высоких скоростях охлаждения [264] и особенностям формирования свойств при кристаллизации под давлением [265]. Одним из узловых вопросов теории кристаллизации является вопрос о влиянии примесей на зарождение и рост кристаллов [266-271]. При рассмотрении теории кристаллизации в больших объемах Б.Я.Любов [272] отмечал, что "теория затвердевания металла в классической постановке идет по пути все более полного использования счетноре-шающих устройств. Однако анализу физических допущений, положенных в основу такой постановки задачи, все еще уделяется недостаточно внимания". В этих работах, как и в более ранних, часто практически полностью игнорируется участие газов, а особенно водорода, в образовании зародышей и их росте, хотя факт пребывания значительных количеств водорода в металлических расплавах является общепризнанным.
Ю. Н. Таран и В. И. Мазур наиболее полно рассмотрели молекулярно-кинетические представления о строении металлических расплавов [178]. Они отметили, что "...получен значительный объем информации, однако теории жидкого состояния, приемлемой для всех жидкостей, пока еще не создано". Возможно, это связано с тем, что в имеющихся теориях, базирующихся на анализе различных жидкостей, нет связующего звена. Таким звеном может быть водород, присутствующий во всех жидкостях.
Одним из проверенных экспериментальных фактов является растворение графита в аустените при нагреве чугуна под закалку. Замечено, что в начале углерод из графита оказывается в мартенсите, а при последующем отпуске расходуется на цементит. "Количество растворяющегося в аустените графита зависит от температуры нагрева чугуна под закалку. Чем выще температура нагрева, тем больше растворяется в аустените графита, тем больше прочность чугуна после закалки и последующего отпуска" [203].
Особое и сильное влияние водорода на свойства чугуна требует более тщательного анализа причин образования графита. Различные воздействия на расплав изменяют форму графита в микроструктуре твердого чугуна. Так, в [233] изучено влияние гидродинамического воздействия на процессы, происходящие при плавке, и структурообразование в чугуне. Установлено, что обработка металлов шлаками в условиях интенсивного перемешивания существенно уменьшает количество кислорода в чугуне. Удаление из жидкого чугуна поверхностно-активных элементов - серы, кислорода и других газов приводит к глубоким изменениям в микроструктуре. До наведения специальных шлаков структура контрольных образцов диаметром 30 мм состояла из перлита, феррита и пластинчатого графита с преимущественным междендритным расположением. С увеличением в шлаке содержания карбида кальция в структуре металлической основы возрастало количество перлита (от 60 до 100%), форма графита изменялась от пластинчатой к точечной, при наибольшей глубине удаления поверхностно-активных элементов - к шаровидной. При обработке чугуна известковыми шлаками с сохранением указанных гидродинамических режимов плавки в металлической основе преобладает феррит; форма графита также изменяется от пластинчатой до шаровидной. Как показали проведенные исследования, во всех случаях, когда графит имеет шаровидную форму, в жидком состоянии чугун обладает высоким поверхностным натяжением - в 1,3-1,5 раза выше, чем поверхностное натяжение жидкого чугуна с тем же содержанием углерода, кремния и марганца. Поверхностное натяжение определяли методом неподвижной капли с точным фиксированием параметров капли с помощью проникающего излучения. В исходном чугуне поверхностное натяжение колебалось в пределах 950-1020 дин/см, а после обработки шлаками при образовании шаровидного графита оно составило 1450-1500 дин/см. Насыщение азотом жидкого чугуна, обработанного шлаками в условиях электромагнитного перемешивания, приводило к образованию пластинчатого графита. Было установлено, что шаровидный графит образуется при общем газосодержании в чугуне 10 см /100г (табл. 3.7). На образование шаровидного графита при обработке шлаками в условиях электромагнитного перемешивания благоприятное влияние также оказывает добавление в шлак дробленого силикокальция, что приводит к уменьшению длительности процесса обработки шлаками и их перемешивания с расплавом. Проведенное исследование подтвердило большое значение интенсивного электромагнитного перемешивания расплава для достижения высоких скоростей реакций на границе металл - шлак, обеспечивающих существенное изменение физико-химических свойств расплава и обусловленной им структуры чугуна при его последующей кристаллизации. К такому же результату приводит кристаллизация с применением высокого вакуума. Например, в [234] для исследований был выбран синтетический чугун с раз личной степенью эвтектичности, выплавленный из весьма чистых исходных материалов: карбонильного железа марки ВК-3, спектральночистого графита и металлического кремния. Ставилась задача выяснить, как влияет кислород на формообразование графита в чистом синтетическом чугуне. До этого полученные сплавы в виде слитков одинакового веса (50 г) переплавляли в алундовых тиглях в сравнимых условиях: в атмосфере воздуха, при низком (10 мм рт. ст.) и высоком (Ю-4 мм рт. ст.) вакууме с последующим охлаждением сплава в этих же условиях с одновременной записью кривых охлаждения (температура - время) при замедленной 3-5 град/сек и повышенной 10-12 град/сек скорости охлаждения. Исследование кривых охлаждения и структуры чугунов доэвтектического состава показало, что при выплавке и последующем замедленном охлаждении сплава в обычной атмосфере кристаллизуется типичный пластинчатый графит. Температура эвтектической кристаллизации при этом t э.к. « 1130С. Более быстрое охлаждение при этих же условиях приводит к некоторому понижению t э.к до уровня 1100С и измельчению графита до размеров графита переохлаждения. Кристаллизация этого же сплава в условиях низкого вакуума (10 1 мм рт.ст.) протекает при более низкой t эк = 1060-1080С и с образованием также мелкодисперсного графита типа графита переохлаждения как при замедленной, так и при повыщенной скоростях охлаждения. Кристаллизация сплава в условиях высокого вакуума (Ю-4 мм рт.ст.) протекает при еще более низкой t эк = 1030-1025С, что приводит к появлению в структуре графита в случае замедленного охлаждения компактной или неправильной шаровидной формы, а при повышении скорости охлаждения - правильной шаровидной.
Продувка азотом
Изучению влияния продувки расплава нейтральными газами и азотом в последние годы посвящено наибольшее количество работ. В них рассмотрены различные аспекты изменения соотношения графита и металлической основы. Именно продувка расплава азотом явилась основанием для введения его как одного из легирующих элементов чугуна. Б. А. Кустов [246] в цехе изложниц Западно-Сибирского металлургического комбината проводил продувку расплава азотом в 60-тонных ковшах на 1- и 2-фурменных стендах через загружаемые сверху в чугун фурмы с использованием цилиндрического и щелевого сопел. Им установлено что в чугуне после продувки азотом наблюдается химическая неоднородность которая передается изложницам что существенно влияет на их стойкость. "Продувка нейтральным газом и последующий отстой расплава доменного передельного чугуна снижают содержание общего и свободного углерода, а также степень графитизации чугуна" [246]
Авторы работы [247] установили, что жидкотекучесть низколегированного чугуна после кратковременной продувки азотом возрастает, а при большем времени - уменьшается. Они определили, что продувка азотом уменьшает содержание водорода, кислорода и неметаллических включений на 30-35, 15-20, 25-35% соответственно. И сделали вывод, что повышение жидкотекучести при продувке чугуна азотом обусловлено "увеличением фактического перегрева расплава".
В работе [248] "на промышленной установке НГЛ, мод. А-99, изучали эффективность вдувания инертного газа в расплав чугуна. Азот или аргон подавали по циклическому режиму, соответствующему вытягиванию заготовки. Это позволило интенсифицировать процесс формирования отливки.
Струя газа действует таким образом, что в период остановки слитка и формирования начальной корки более горячий расплав из металлоприемника не попадает в полость кристаллизатора. В период вытягивания заготовки в кристаллизатор поступает порция расплава, частично охлажденная вдуваемым газом". Ими исследовано временное сопротивление, предел текучести, относительные удлинение и сужение чугуна при высоких температурах. Установлено, что повышение механических свойств чугуна при высоких температурах позволяет сократить время остановки заготовки, вытягивать ее из кристаллизатора при большой доле жидкой фазы и увеличить производительность процесса в 1,4-1,6 раза. При продувке чугуна азотом или аргоном происходит гомогенизация расплава и рафинирование его от неметаллических включений, водорода и кислорода. Последнее способствует снижению склонности чугуна к отбелу. При литье высокопрочного чугуна в результате рафинирования расплава от кислорода и серы повышаются модифицирующий эффект магния и степень сфероидизации графита. Столь резкое измене нИЄ мhknocttvvktvtltit при наиболее высокой сксупости кпиствллизянии Vttaление выделений графита образование так называемого эвтектического зерна гголжно сопровож пяться лжеличением количества водорода самого силь модификатора Можно считать что в этой работе ввеггение азота обес такой же высокий модифицирующий эффект Известно, что водород снижает прочность металлов и сплавов при высоких температурах, а азот повышает. Результаты этой работы являются очень важными для теории и практики создания жаропрочных материалов. В одной из поздних работ Э. Б. Тэна и А. П. Воробьева при изучении влияния продувки азотом на первичную кристаллизацию чугуна установлено, что при длительной продувке азотом чугун приобретает состояние модифицирован-ности. Они сделали предположение, что ответственным за модифицированное состояние является присутствие неметаллических частиц, например Ti-N (титан-азот).
В цехе изложниц ОАО "ЗСМК" по методике [246] проведена продувка доменного чугуна азотом в 60-тонном ковше. Продутый чугун после кристаллизации в земляной форме изучался в сыром и термически обработанных состояниях с помощью металлографического анализа и измерения твердости (табл. 6.1).
Измерение твердости образцов, вырезанных из отдельно отлитых проб, дало основание считать, что продувка азотом практически не изменяет твердость после кристаллизации в медной изложнице, в земляной форме и на асбесте. Образцы, залитые в земляную форму, подвергались нагреву в интервале 600-1000С и после выдержки в течение 1 ч охлаждались на воздухе и в воде. Здесь можно заметить, что после охлаждения на воздухе продувка азотом не влияет на твердость. Закалка образцов показала, что с помощью продувки азотом можно получить незначительное повышение твердости (табл. 6.2). Более эффективным оказался металлографический анализ, при этом следует отметить, что для чугуна как без продувки азотом, так и с продувкой можно выявить существенное изменение микроструктуры. На рис. 6.1 показана микроструктура чугуна до продувки расплава азотом и залитого в медную изложницу. В прибыльной части слитка наблюдается ледебурит с большим количеством графита (рис. 6.1а), в средней части объемная доля графита уменьшается (рис. 6.16), а основной структурой донной части слитка является ледебурит с большим количеством пластин первичного цементита и очень мелкими включениями графита. Заливка в земляную форму (рис. 6.1г) приводит к образованию большого количества участков, соответствующих структуре белого и серого чугуна. Отчетливо наблюдается распределение графитовых пластин к определенным центрам. Иногда центральная часть графитовых скоплений пересекается ледебуритом (рис. 6.2).
Поскольку продутый в 60-тонном ковше азотом чугун предназначается для изготовления земляных отливок (крупногабаритные изложницы и др.), то в дальнейшем проводился металлографический анализ только проб, залитых в земляную форму. В первой части анализа изучалось влияние термической обработки на микроструктуру проб залитых в землю. Установлено, что закалка с 900 и 1000С полностью исключает ледебурит и увеличивает размер выделений графита (рис. 6.3-6.4). Усложнение режимов термической обработки дает возможность выявить различные этапы растворения графита. Так, двойная закалка с температуры 900-1000С значительно уменьшает объемную долю графита (рис. 6.3в,г). Более эффективной является закалка с пониженных температур с предварительным отжигом с 900С (рис. 6.46). На рис. 6.4в видно, что предварительная низкотемпературная выдержка в течение одного часа при 700С и последующая закалка с 900С может почти полностью удалить из структуры выделения пластинчатого графита. Следует отметить, что подобная картина наблюдается только в образцах, взятых из очень больших емкостей. Такая же термическая обработка образцов, залитых из индукционной печи с массой расплава 60 кг, действует намного слабее.
Продувка расплава азотом в течение 5, 10 и 20 мин. полностью исключает ледебуритную составляющую и увеличивает протяженность графитовых пластин (5 и 10 мин. продувки), а затем - уменьшает (20 мин. продувки) (рис. 6.5). Как правило, после продувки расплава азотом очень малое внимание уделяется поведению такого чугуна при термической обработке. Установлено, что отжиг, нормализация и закалка образцов из чугуна, продутого в расплавленном состоянии азотом в течение 5 мин., приводит к растворению графита, а продувка азотом усиливает это влияние по сравнению со случаем без обработки расплава (рис. 6.6). Предварительный нагрев при 900-1000С и окончательная закалка с 900С также в значительной мере растворяют графит (рис. 6.7). Нагрев образцов из чугуна, подвергавшегося продувке в течение 10 мин., при 900 и 1000С наряду с растворением графита приводит к образованию участков с мелкоточечным графитом. Увеличение времени продувки до 20 мин. При высокотемпературной термической обработке уменьшает образование скоплений мелкоточечного графита (рис. 6.8). В наибольшей мере растворяет графит в чугуне, продутом в течение 20 мин., многократная закалка с высоких температур (рис. 6.9).
Необходимо заметить, что продувка расплава азотом для принятых условий обработки и кристаллизации в земляной форме не изменяет химический состав чугуна (табл. 6.3). Она приводит к некоторому упрочнению при закалке и усиливает растворение графита при термической обработке.
Инструмент из доменного чугуна без выделений графита
В индукционных печах Кузнецкого машиностроительного завода проведена дегазирующая термоциклическая обработка доменного чугуна производства КМК. В отличие от обычного переплава чугун при следующем составе, мае. %: углерод 3,7; кремний 1,65; марганец 0,44; фосфор 0,085; сера 0,075 имеет ледебуритную структуру без выделений графита. Методом литья по выплавляемым моделям из него получены ножи для сборных фрез размером 15x20x50 мм. Твердость ножей до термической обработки составляла HRC 36-38. Литые ножи подвергались закалке с температур 500-1000С после выдержки 3-60 мин, охлаждающая среда - проточная вода.
Чугун с ледебуритной структурой имеет низкую теплопроводность и на ножах, закаленных с 550-1100С, наблюдалось трещинообразование. Как правило, трещины зарождаются и распространяются по цементитной сетке.
Микроструктура после выдержки при температуре нагрева в течение 3-5 мин практически не изменяется, однако твердость существенно возрастает. Наибольшие значения твердости определены у ножей, закаленных с 800С, и составляют HRC 65-67. Закалка с температур ниже 700С в меньшей степени повышает твердость. Непонятным остается сохранение литой микроструктуры при резком повышении твердости в результате закалки с 800-1100С. Возможно, этот экспериментальный факт потребует применения новых представлений о сущности процессов упрочнения при закалке. Для устранения закалочных трещин применялось охлаждение в масле. Твердость в этом случае повышалась до HRC 52-55 и сохранялась после отпуска при 250-400С. Результаты работы позволяют считать возможным получение режущего инструмента из такого доступного и дешевого материала как передельный чугун, имеющего после термической обработки высокую твердость и хорошие режущие свойства - не ниже чем у инструмента из углеродистых сталей. Такой инструмент может быть использован для обработки пластмасс дерева цветных металлов и малоуглеродистых сталей.
Также был применен второй вариант получения токарных резцов литьем по выплавляемым моделям в условиях того же завода с переработкой чугуна производства ЗСМК. Обработка проводилась комплексным модификатором в количестве 0,5; 1,0; 1,5 и 2% от веса расплава. После обработки расплава 0,5 и 1%-ным модификатором получены резцы различных размеров. В микроструктуре отливок в этом случае не обнаруживаются выделения графита. Химический состав после оптимальной обработки расплава следующий, мае. %: углерод 4,28; кремний 0,35; марганец 0,45; фосфор 0,16; сера 0,031. Полученные отливки подвергали различным нагревам и закалке с последующим определением твердости. После закалки с 900С (х = 15 мин) в холодной воде резцы из переплавленного чугуна имели HRC = 62, а твердость остальных находилась в пределах HRC = 57-60, несмотря на существенные различия по микроструктуре. Закалка сопровождалась образованием глубоких трещин. При изучении нового материала естественным является определение особенностей его поведения с изменением температуры нагрева. Поэтому изучалось изменение микроструктуры и твердость резцов после нагрева в интервале 750-1000С (время выдержки 15 мин, охлаждение в холодной воде). Обнаружено, что максимум твердости HRC = 64-66 может быть получен после закалки с 850С. Дальнейщее повышение температуры нецелесообразно, так как приводит к развитию пережога, выражающегося в появлении нористости и графита. Ледебурит растворяется и после нагрева при 950 и 1000С в микроструктуре резцов наблюдаются лишь его "следы". Последнее является важным для последующего изучения природы процессов, повышающих твердость литого высокоуглеродистого железа с ледебу-ритной структурой.
Увеличение времени выдержки снижает температуру оптимального нагрева и повышает твердость. Так, после выдержки в течение 1,5 ч получена HRC = 64,5-65,0 у резцов из переплавленного чугуна и HRC= 62-63 - модифицированного 0,5% смеси. Закалка с 800С после выдержки от т = 45 мин до 1,5 ч дает HRC = 64,0-65,5 и HRC = 65-66,5 - для резцов из переплавленного чугуна и модифицированного 0,5% смеси соответственно. Наконец, после закалки с 850С максимальная твердость может быть получена за более короткое время выдержки (15-30 мин) - HRC = 64-66. Пагревы резцов из чугуна, обработанного большими количествами модификатора, приводят к росту выделений графита, и на них высокие значения твердости не получены. Охлаждающая среда изменялась в пределах масло - кипящая вода. Максимальное значение твердости HRC = 62,0 получено на резцах с 0,5% модификатора после закалки в кипящей воде. Для всех остальных случаев закалки резцов из переплавленного чугуна с 0,5% модификатора - HRC = 57-58. Отпуск закаленных на максимальную твердость резцов при 400С (т = 1 ч) снижает твердость на 3 единицы, а после отпуска при 540С (т = 1 ч) она снижается на 8 единиц.
Было изучено влияние закалки в масле после нагрева в соляных ваннах и воздушной среде на твердость литых резцов. Для резцов из доменного чугуна с ледебуритной структурой проведен систематический поиск режимов нагрева и охлаждения. Это является первым этапом работ по разработке технологии термической обработки нового материала. В табл. 7.17 приведено влияние различных режимов термической обработки, подтверждающих возможность получения высоких значений твердости с использованием воздушной печной атмосферы и более низких температур нагрева.
Различные аспекты производственной и лабораторной работы по освоению инструмента (ЗАО "Томский инструмент", КМЗ, ЗСМК) освещены в ряде публикаций [319-335]. В условиях ЗАО "Томский инструмент" была получена партия слитков из термоциклированного доменного чугуна и в последующем определена возможность получения из них сверл с помощью прессования. Установлено, что под влиянием нагрева в соляной ванне до 800С чугун способен деформироваться с получением качественных сверл больших диаметров и длин. Работа в этом нанравлении продолжается.
Для изделий из доменного чугуна без выделений графита, содержащего 3,8-4,5% углерода, вопрос о закалочных средах является важным. Анализ существующего опыта по термообработке сталей и легированных чугунов позволил подойти к начальному решению этого вопроса следующим образом. Недостаток известных закалочных сред состоит в том, что при закалке инструмента из чугуна происходит трещинообразование. Кроме того, закаливающая способность их падает с повышением температуры. Поэтому была поставлена задача разработать состав среды, которая бы при повышении ее температуры сохраняла закаливающую способность, за счет чего исключалось бы образование трещин при закалке инструмента из чугуна. Для этого в среду содержащую медный купорос и воду дополнительно вводили ледяную кислоту хлористый натрий и нитрат натрия при следующем соотношении компонентов мае. %: медный купорос 0 4-3 0; ледяная кислота 1-12; хлористый натрий 2,8-4,5; нитрат натрия 3,0-3,6; вода - остальное.
Помимо традиционного рассмотрения химической сущности закалочной среды здесь был привлечен механизм У. Эванса, в основе которого предусматривается ведущая роль водорода в диффузионных процессах внутри металла под воздействием кислорода окружающей среды. Повышение температуры разработанной закалочной среды до 80-100С необходимо не только для активизации ее действия на охлаждаемое тело, но еще и потому, что в этом температурном интервале проявляется максимальная диффузионная подвижность водорода в металлах и сплавах. Для проверки свойств разработанной закалочной среды (патент РФ № 2130083 [326]) проводили термическую обработку ножей дисковых фрез размером 42x26x14,6 мм из чугуна следующего химического состава, мае. %: углерод 3,94; кремний 0,22; марганец 0,3; сера 0,001. Охлаждение велось в закалочных средах различного состава и температуры. Закаливающую способность среды оценивали по твердости поверхности ножей и их сердцевины, коррозионную стойкость -по внещнему виду поверхности закаливаемости ножей после вылеживания в течение 1-6 ч. После закалки ножи проверяли на наличие трещин на магнитном дефектоскопе. Результаты испытаний представлены в табл.7.18.
