Содержание к диссертации
Введение
1 Состояние вопроса 8
1.1 Диаграмма состояния сплавов Fe - С - Si (стабильная система) 8
1.2 Особенности структуры и свойств высокопрочных чугунов с шаровидным графитом 16
1.3 Влияние химического состава на структуру и свойства чугунов с шаровидным графитом 23
1.4 Термическая обработка ВЧШГ 30
1.5 Получение ферритных высокопрочных чугунов 33
1.6 Способы получения шаровидного графита в чугунах 37
1.7 Применение высокопрочных чугунов 43
1.8 Краткие выводы и задачи исследования 45
2 Расчет, построение и анализ диаграммы стабильного равновесия в сплавах Fe-C-Si 47
2.1 Межфазное распределение и ликвация кремния. Исходные данные для расчетов 47
2.2 Методика и пример расчета изотермических разрезов диаграммы 51
2.3 Построение и анализ изотермических разрезов диаграммы 56
2.4 Построение и анализ политермических разрезов диаграммы 65
2.5 Построение проекций диаграммы и разработка общей схемы моно- и нонвариантных равновесий в системе 75
2.6 Выявление особых структурных эффектов и разработка сплавов с проявлением этих эффектов 83
2.7 Исследование некоторых особенностей влияния олова в сплавах системы Fe-C-Si-Sn 91
2.8 Основные результаты и выводы по главе 94
3 Методика экспериментальных исследований 98
3.1 Объем и характер работ 98
3.2 Плавка и модифицирование 102
3.3 Термическая обработка отливок 106
3.4 Химический и фазовый анализ 107
3.5 Металлографический анализ 107
3.6 Механические испытания 109
3.7 Испытания на изнашивание и определение коэффициента трения 110
4 Разработка специальных ферритных ЧТІТГ и исследование особенностей их состава, структуры и свойств 113
4.1 Влияние химического состава и способа плавки чугунов на их микроструктуру 113
4.2 Влияние химического состава и способа плавки чугунов на их механические свойства 118
4.3 Влияние термической обработки чугунов на их структуру и механические свойства 122
4.4 Экспериментальное исследование проявления в кремнистых чугунах особых структурных эффектов 130
4.5 Разработка специальных ферритных чугунов с высокими механическими свойствами и способа их получения 136
4.6 Разработка антифрикционного чугуна с гетерогенизированным ферритом 142
4.7 Основные результаты и выводы по главе 145
Основные результаты и выводы 148
Библиографический список использованной литературы 151
Приложения 162
- Особенности структуры и свойств высокопрочных чугунов с шаровидным графитом
- Построение проекций диаграммы и разработка общей схемы моно- и нонвариантных равновесий в системе
- Испытания на изнашивание и определение коэффициента трения
- Влияние химического состава и способа плавки чугунов на их механические свойства
Введение к работе
Актуальность проблемы. Стабильная система Fe-C-Si характеризуется тем, что в области сравнительно низких температур (ниже 750-720 С) основными термодинамически устойчивыми фазами в ней являются феррит и графит. Стабильную ферритно-графитную структуру имеют некоторые виды чугунов, называемые ферритными. По форме графитных включений чугуны подразделяют на серые с пластинчатым графитом, высокопрочные с шаровидным или вермикулярным графитом и ковкие с хлопьевидным графитом (углеродом отжига).
Сочетанием наиболее высоких механических свойств и многих эксплуатационных характеристик обладают высокопрочные чугуны с шаровидным графитом (ВЧШГ). Для этих чугунов характерны не только высокая прочность, но и значительные пластичность и вязкость, которые особенно проявляются у ферритных чугунов. Однако ферритные чугуны не всегда обладают достаточно высокими прочностными свойствами.
Задача, связанная с повышением механических свойств и надежности высокопрочных чугунов, является очень важной для промышленности России. Так, например, в перечень приоритетных направлений развития науки и техники в РФ включена тема "Исследование и разработка технологий получения чугунов с шаровидным графитом высокой прочности для транспортировки и захоронения отходов ядерных технологий в крупногабаритных контейнерах" с достижением следующих свойств чугуна: Ов>600 МПа, Кіс в интервале температур от -50 до +350 С в 1,5 раза выше, чем у известных чугунов [84].
Как показали результаты многих исследований [10, 11, 22, 57], можно в значительных пределах регулировать прочностные свойства феррита, например, путем его легирования, в том числе (и прежде всего) кремнием.
Легирование а-железа кремнием может существенно влиять на его структуру вплоть до гетерогенизации а-фазы. Это явление обнаружено в спла-
вах системы Fe-Si [118, 121]. Безусловно, явление гетерогенизации а-фазы должно переходить и в систему Fe-C-Si. В эпизодических исследованиях высокопрочных ферритных чугунов, проведенных ранее [56, 58], имеются ссылки на возможность таких структурных изменений, но до сих пор эти изменения не получили достаточного теоретического и экспериментального обоснования и не отражены в известных диаграммах состояния Fe-C-Si.
Поскольку структура и свойства чугунов определяются прежде всего содержанием кремния, необходимо более тщательное исследование влияния кремния с выявлением и обоснованием особых структурных эффектов, обеспечивающих существенное повышение свойств чугунов. Необходима также разработка технологических процессов получения таких чугунов и изделий из них.
Цель работы. Выявление особых структурных эффектов в сплавах стабильной системы Fe-C-Si и их использование при разработке ферритных высокопрочных чугунов с высокими механическими и эксплуатационными свойствами.
Автор защищает:
рассчитанную и построенную часть новой диаграммы стабильного равновесия сплавов Fe-C-Si (изотермические и политермические разрезы, проекции, перечень и схему моно- и нонвариантных равновесий);
результаты анализа диаграммы с выявлением новых фазовых областей, моно- и нонвариантных равновесий, новых структурных составляющих, фазовых и структурных превращений;
методику приготовления шлифов из ферритных кремнистых чугунов с их комбинированным травлением с целью выявления структурного эффекта спинодального расслоения феррита;
разработанные составы чугунов, способы их выплавки, модифицирования и термической обработки отливок из них;
выявленные экспериментально зависимости влияния кремния и термической обработки на механические и триботехнические свойства чугунов.
Научная новизна работы состоит в получении ряда новых теоретических, экспериментальных и практических результатов в области создания и использования сплавов с заранее заданными свойствами:
подтверждено наличие в сплавах Fe-C-Si особых структурных эффектов (расслоение расплава, гетерогенизация а-фазы, новые виды фазовых и структурных равновесий и превращений), некоторые из которых ранее были выявлены в сплавах Fe-Si, но не учитывались при оценке процессов струк-турообразования в сплавах Fe-C-Si;
впервые построена наиболее важная часть диаграммы Fe-C-Si (до 20 % Si ат.) с учетом новых фазовых областей и равновесий, причем не в виде отдельных фрагментов (разрезов или проекций), а с достаточно полным ее представлением, включая общую схему моно- и нонвариантных равновесий;
установлено влияние легирования (кремнием и комплексом Si+Sn), комплексного модифицирования (Si+Mg+Ca+Ва+РЗМ) и термической обработки на структуру и свойства ферритных чугунов с шаровидным графитом;
разработаны составы новых чугунов, у которых повышенные механические и триботехнические свойства обеспечены путем использования выявленных структурных эффектов; составы этих чугунов, а также способ их получения заявлены в качестве изобретений.
Практическая значимость и реализация результатов работы:
разработаны состав чугуна и технологические процессы его получения и изготовления из него деталей, предназначенных для работы в тяжелых условиях при больших статических и динамических нагрузках, в том числе и при низких температурах;
разработан состав антифрикционного чугуна, обеспечивающий высокую работоспособность узлов трения с низким коэффициентом трения и малым износом сопряженных деталей;
новые сплавы и технологические процессы использованы на Брян-
ском заводе "Термотрон" при изготовлении и испытании опытных партий деталей, к которым предъявлялись высокие требования по ударопрочности и ударной вязкости.
Апробация работы. Материалы диссертации были доложены и обсуждены на региональных научно-технических конференциях "Вклад ученых и специалистов в национальную экономику" (Брянск, 2002, 2003, 2004, 2005).
Публикации. По теме диссертации опубликованы 8 работ, 1 работа принята к опубликованию, 2 разработки заявлены в качестве изобретений.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, общих выводов, списка использованной литературы из 122 наименований и приложений; она содержит 161 страницу текста, 60 рисунков, 33 таблицы и 28 страниц приложений.
Особенности структуры и свойств высокопрочных чугунов с шаровидным графитом
Для ВЧШГ характерны повышенные значения пластичности и вязкости, которые обусловлены шаровидной формой включений графита, получаемой в литом состоянии. Вместе с тем ВЧШГ имеют и высокую прочность, в связи с чем эти чугуны в нашем стандарте (ГОСТ 7293-85) получили название высокопрочных.
Характерные типы микроструктуры ЧШГ показаны на рисунке 1.8. Методы количественного определения составляющих структуры ЧШГ в отливках регламентированы ГОСТ 3443-87. В ГОСТ 7293-85 предусмотрены восемь марок ЧШГ (таблица 1.1). Марка ЧШГ определяется показателями временного сопротивления разрыву при растяжении ав и условного предела текучести Go,2. Механические свойства ЧШГ должны быть обеспечены в литом состоянии или после термической обработки. Показатели относительного удлинения, твердости, ударной вязкости определяют только при наличии требований в нормативно-технической документации, они должны соответствовать нормам ГОСТ 7293-85 (таблица 1.2).
По согласованию между изготовителем и потребителем допускается устанавливать значения относительного удлинения, твердости и ударной вязкости, отличающиеся от нормированных величин. Свойства ЧШГ, не предусмотренные стандартом, приведены в таблице 1.3 [31].
Наиболее высокие значения пластичности (относительного удлинения) и ударной вязкости имеют ферритные чугуны марок ВЧ 35 и ВЧ 40, наиболее низкие значения этих свойств у перлитных чугунов ВЧ 70 и ВЧ 80. У феррит-ных ВЧШГ наиболее низкая температура вязко-хрупкого перехода (таблица 1.4) [104].
Однако при криогенных температурах (-100 С и ниже) наиболее высокими значениями ударной вязкости KCU обладают ферритно-перлитные чугуны, что подтверждают и результаты исследований [108, 107, 88].
Несколько отличаются от приведенных данных результаты работы [12] (рисунок 1.9), согласно которым наиболее высокую ударную вязкость КС при всех температурах испытания имеют чугуны с гетерогенной ферритно перлитной или ферритно-бейнитной структурой. Чугуны с гомогенной ферритной основой заметно уступают им. Наиболее низкой ударной вязкостью обладают перлитные чугуны, что подтверждается результатами всех известных исследований.
Сочетание высоких механических свойств, включая повышенную ударную вязкость, характерно для ВЧШГ со структурой "твердого глаза" [103], состоящей из преобладающей ферритной матрицы при наличии микрооболочек бейнита вокруг включений шаровидного графита (рисунок 1.8,г). При такой структуре значение KCU повышается в 1,5-2 раза по сравнению с известной структурой "бычий глаз" (рисунок 1.8,6). Чугуны со структурой "твердый глаз" имели следующие показатели ударной вязкости КС: при +50 С 165 Дж/см2, при 0 С 18-22 Дж/см2, при -100 С 8 Дж/см2 [103]. Механизм влияния микроструктуры "твердого глаза" на ударную вязкость чугуна заключается в том, что бей-нитная оторочка на поверхности раздела графит-матрица существенно замедляет разрушение этой поверхности.
В работе [96] показано, что ударная вязкость ферритного ВЧШГ мало зависит от масштабного фактора, сохраняясь примерно на постоянном уровне в крупногабаритных массивных отливках (на уровне отдельно отлитых проб).
Особенно высокой ударной вязкостью в диапазоне температур от +20 С до -80 С обладают чугуны с дуплексной ферритно-бейнитной структурой матрицы [93]. Однако присутствие мартенсита в структуре ферритно-бейнитных или бейнитных чугунов значительно снижает их ударную вязкость [92]. вязкости разрушения, являющееся основным силовым критерием сопротивления материала хрупкому разрушению, обозначают КГс и выражают в МПа-м . Вязкость разрушения также зависит от структуры чугуна. Максимальные значения Кіс характерны для аустенитных чугунов, минимальные — для перлитных. У ферритных чугунов Кіс на 30-35% ниже, чем у аустенитных, причем обычно значение Кіс снижается с увеличением ав и повышением содержания кремния. Для ферритно-перлитных чугунов харктерно благоприятное сочетание К и ов. Наиболее сильное влияние на повышение Кіс оказывает увеличение количества феррита в структуре до 50% [122]. Высокую трещиностойкость при 0-450С обеспечивает ферритно-бейнитная структура ("твердый глаз"), а при 450-700С-ферритно-перлитная структура [12].
При температуре от +27 до -40С Кіс ферритных ВЧШГ выше, чем у арматурной стали [96]. Высокая вязкость разрушения ферритного ВЧШГ послужила основанием для выбора его в качестве надежного материала для крупногабаритных контейнеров массой 80-130 т, предназначенных для транспортировки и хранения ядерно-топливных стержней АЭС. Фирма "Simplecamp" (ФРГ) отливает такие контейнеры из ферритного ВЧШГ марки GGG 40. Эти контейнеры обеспечивают радиационную безопасность и газоплотность при хранении и транспортировке ядерных отходов [96].
Особо высокую вязкость разрушения имеет специальный ферритный чугун марки GS 40/9, разработанный фирмой "Salzer" (ФРГ). Свойства этого чугуна при 20С: ав 350МПа, о0,2 22 МПа, 5 22%, К Пб мПам"2 [94].
В массивных отливках из ферритных ВЧШГ вязкость разрушения находится на высоком уровне, обычно не ниже 80% от Кіс Для отливок типа технологических проб [105]. Значения вязкости разрушения ферритных чугунов хорошо коррелируют со значениями ударной вязкости [77].
Построение проекций диаграммы и разработка общей схемы моно- и нонвариантных равновесий в системе
Каждый из построенных и приведенных выше разрезов является фрагментом диаграммы и дает представление лишь о соответствующей ее части. Совокупность всех построенных разрезов позволяет перейти от фрагментарного к общему представлению исследованной части диаграммы. В данной работе общее представление диаграммы включает перечень всех моно- и нонвариантных равновесий (таблица 2.4), схему моно- и нонвариантных равновесий в исследованной части системы с определением связи этой системы с исходными системами Fe-C и Fe-Si (рисунок 2.5), проекции областей диаграммы на две вертикальные плоскости (при переменных содержаниях углерода и кремния соответственно) и на горизонтальную плоскость диаграммы (рисунки 2.6-2.8).
В перечне равновесий (см. таблицу 2.4) жирным шрифтом выделены нонвариантные четырехфазные равновесия с указанием их температуры. Таких равновесий 6, и все они были перечислены в разделе 2.3 при анализе изотермических и политермических разрезов диаграммы. Для моновариантных равновесий в таблице указаны интервалы температур их существования в системе.
На схеме равновесий (рисунок 2.5) показаны не только моновариантные трехфазные равновесия, переходящие из исходных двойных систем и образующиеся в тройной системе при разделении четырехфазных областей, но и схемы формирования в системе Fe-C-Si некоторых трехфазных областей из пересекающихся двухфазных областей, в основном приходящих в систему из исход ных двойных систем, а также обратный переход из тройной системы в исходные двойные системы трехфазных областей путем их разделения на двухфазные области. На схеме учтены также моновариантные и нонвариантные равновесия предельного вида [66] (например, равновесия, соответствующие областям спинодального расслоения: L+Li, L+Li+Г, L+Li+cc). В исследуемой части тройной системы (до 20% Si ат.) имеются также трехфазные области (например, область Lj+аг+Г), которые образуются при разделении четырехфазных областей, но затем выходят за пределы этой части диаграммы. Указанные факторы объясняют некоторую незавершенность схемы и наличие вопросов вместо конкретных параметров в перечне равновесий.
Построение и анализ проекций диаграммы проведены по методике [63]. На приведенных проекциях диаграммы обозначена принадлежность каждой линии к соответствующей фазе и виду равновесия. Для нонвариантных равновесий (четырехфазных в системе Fe-C-Si и трехфазных в системах Fe-C и Fe-Si) указаны температуры. Каждая фаза в области нонвариантного равновесия представлена точкой и соответствующим обозначением. Нонвариантные равновесия в исходных двойных системах представлены пунктирными линиями, а в обозначении фаз присутствует верхний индекс "0". Штрих-пунктирной линией (со знаком вопроса) показано предполагаемое заключительное положение трехфазной области Ьі+а2+Г при ее слиянии с другой трехфазной областью и образованием области четырехфазного равновесия за пределами рассматриваемой части диаграммы.
На вертикальных проекциях области нонвариантных равновесий в системе Fe-C-Si представлены горизонтальными линиями (изотермами). От каждой точки равновесных фаз на этих линиях отходят по 3 линии, относящиеся к областям трехфазных моновариантных равновесий. Каждый блок из трех линий, соответствующий рассматриваемому трехфазному равновесию, начинается на одной изотерме и заканчивается на другой. Если в определенном интервале температур находятся две разные линии одной и той же фазы, то они отно На горизонтальной проекции представлены области нонвариантных равновесий в виде конодных четырехугольников. Эти четырехугольники связаны между собой линиями фаз, находящихся в моновариантных равновесиях в интервале промежуточных температур. Стрелками показаны смещения конодных треугольников и соответствующие изменения химического состава фаз при понижении температуры. Конодный четырехугольник при 1160С находится справа за пределами приведенной части горизонтальной проекции. Поэтому на приведенной части проекции видны лишь линии фаз, направленные к этому четырехугольнику.
Отдельно построены проекции трехфазных областей равновесия жидких фаз с избыточными фазами (а-фазой или графитом). Эти построения проведены по положению соответствующих областей на представленных выше изотермических разрезах диаграммы и по результатам анализа термодинамической склонности Fe-C-Si-расплава к расслоению (в соответствии с данными [64]). На рисунке 2.9 приведены политермические проекции областей расслоения расплава при переменном содержании углерода (а, б) и горизонтальная проекция этих областей (в).
Видно, что расслоение расплава происходит при содержаниях кремния примерно от 4 до 10% ат. При сравнительно небольших содержаниях кремния (до 4% ат. или — 2% мае.) расплав остается углеродистым и его кристаллизация происходит по обычным известным схемам. Появление особых структурных эффектов можно ожидать в сплавах, более высоко легированных кремнием. Из приведенных проекций видно также, что области расслоения расплава имеют куполообразный вид с вершиной при высоких температурах, зависящих от содержания углерода в сплавах. Между трехфазными областями находится двухфазная область расслоения расплава (без избыточных фаз). При температурах выше 1510-1600С расплав становится однофазным. Такой характер расплава объясняет особенности влияния термовременной обработки и высокотемпературного модифицирования расплава на структурообразование в графитизи-рующихся чугунах.
Испытания на изнашивание и определение коэффициента трения
Испытания на износ проводились с целью определения триботехниче-ских свойств чугунов — величины износа и коэффициента трения. Испытания проводились на модернизированной машине трения МИ-1М путем трения испытуемого образца о стальной диск диаметром 50 мм из термообработанной стали 45. Твердость диска составляла 45 HRC. Скорость вращения диска — 250 об/мин. Нагрузка на образец варьировалась в интервале 1,5 — 20 МПа. Испытания проводились в условиях сухого трения. Износостойкость материала при данном методе испытаний характеризуется потерей массы образца на один квадратный сантиметр площади контакта на 1000 метров пути трения. Эту величину (И) можно рассчитать по формуле: где m - масса образца до испытаний, мг; т1 - масса образца после испытаний, мг; D - диаметр стального диска, м; S - площадь контакта образца со стальным диском, см . Форма и размеры образца приведены на рисунке 3.5. В процессе изнашивания контакт образца с диском осуществляется по площадке размерами 1,0x0,2 см, следовательно, площадь контакта S составляет 0,2 см . От каждой плавки испытывались два образца. Коэффициент трения / определялся методом измерения момента трения Мтр, возникающего на валу истирающего диска. Зная усилие прижатия образца Р и радиус истирающего диска R, можно рассчитать коэффициент трения по формуле:
Испытания проводились также на установке СМЦ-2. Использовались образцы цилиндрической формы диаметром 50 мм, контактирующие с контртелом в форме сектора с длиной дуги контакта 19 мм при скорости скольжения 3,27 см/с (рисунок 3.6). Система крепления контр-тела обеспечивала его устойчивое положение при испытаниях и приложение внешнего давления 3 МПа в центре контактной площади. Образцы испытывались по следующей схеме: в течение 30 минут проводились испытания, затем делался перерыв в течение 10 минут для охлаждения образцов. Этот цикл повторялся до достижения необходимой наработки. В исходном состоянии поверхностей образцов и контр-тел определялись параметры шероховатости Ra. После лезвийной обработки, обеспечивающей регулярный рельеф поверхности, они составляли около 1,25 мкм. В процессе исследований образцов на трение контролировались следующие параметры: 1) момент трения, величина которого определялась с помощью динамометра машины трения СМЦ-2 и фиксировалась с помощью самописца; 2) коэффициент трения/= Т/Р, где Т— сила трения, Р - нормальная сила в контакте, Т — MTp/R, где Мф - момент трения, R - радиус контактной поверхности образцов; 3) износ образцов и контр-тел; 4) интенсивность изнашивания поверхности трения J = H/LTp, где LTp -путь трения скольжения. Испытание проводили по массовому методу, аналогично испытаниям на машине МИ-1М.
Влияние химического состава и способа плавки чугунов на их механические свойства
Уже судя по химическим составам чугунов прогнозировались различные возможности способов ваграночной и электропечной плавки. У ваграночных чугунов более низкое содержание углерода при значительно большем количестве марганца и фосфора, несколько повышено также содержание хрома. Даже эти факторы позволяют прогнозировать более высокий и стабильный уровень механических свойств у чугунов, полученных электроплавкой. Химические составы, способы плавки и модифицирования исследованных чугунов приведены в таблице 3.1. Данные по механическим свойствам чугунов ваграночной и электропечной плавки представлены в таблице 4.1 и рисунках 4.5-4.7.
Видно, что полученные экспериментальные данные для чугунов электроплавки хорошо коррелируют с известными данными; не отличается и характер зависимостей. У ваграночных чугунов прочностные свойства несколько ниже, чем у чугунов электроплавки. Использование силикобария при модифи цировании практически не влияет на уровень прочностных свойств чугунов. Отжиг заметно снижает прочностные свойства чугунов, но во всех исследованных случаях их уровень удовлетворяет предъявляемым требованиям.
Значительно труднее обеспечивается соответствие требованиям по пластичности и ударной вязкости чугунов. В литом состоянии необходимый уровень этих свойств удалось обеспечить только при электроплавке чугунов и модифицировании с использованием силикобария. Более наглядное представление о значениях пластичности и ударной вязкости дает графическое представление зависимостей этих свойств от содержания кремния в чугунах для всех исследованных вариантов (рисунки 4.5, 4.6).
При ваграночной плавке трудно обеспечить необходимый уровень пластичности и ударной вязкости даже с использованием ферритизирующего отжига. Только при низком содержании кремния (менее 2,7%) можно обеспечить достаточную пластичность отожженного ваграночного чугуна, однако и в этом случае трудно ожидать стабильных результатов. Ударная вязкость отожженного чугуна также находится на нижнем пределе, что практически исключает возможность использования этого варианта для получения чугунов высокой пластичности и ударной вязкости.
В таблице 3.1 приведены составы и механические свойства чугунов, содержащих до 4% Si мас. При содержании кремния в чугуне более 5% мае. механические свойства ухудшаются (снижаются прочность, пластичность и ударная вязкость). Экспериментальное исследование характера изменения свойств чугуна при высоком легировании его кремнием было ранее проведено в работе [10]. На рисунке 4.8 приведена его микроструктура. Металлическую матрицу структуры составляет в основном фаза щ. Свойства чугуна: твердость НВ 300-320, св = 300-350 МПа, ударная вязкость КС до 10 Дж/см . Такие свойства чугуна (в частности, повышенная твердость и очень низкая ударная вязкость) объясняются наличием в структуре фазы а і вместно обычного феррита. Этот чугун может быть использован в качестве жаростойкого материала, но необходимо учитывать его повышенную хрупкость, которая не устраняется термической обработкой.
Термическая обработка отливок из высокопрочного чугуна обычно сводится к отжигу или нормализации. Для получения стабильной ферритной структуры отливки подвергают отжигу (с аустенизацией при нагревании или без аустенизации). Высокотемпературный отжиг с аустенизацией необходим в тех случаях, когда в литой структуре отливок присутствует значительное количество свободного цементита (эвтектического или вторичного), т.е этот вид отжига обычно используют для устранения отбеленной структуры и последующей ферритизации матрицы чугуна. Таким образом, высокотемпературный ферритизирующий отжиг включает две стадии: первая (высокотемпературная) стадия служит для графитизации структурно свободного цементита, а вторая (низкотемпературная) стадия - для обеспечения ферритной структуры. Как показали результаты проведенных исследований, при принятом химическом составе высокопрочного чугуна (3,4-3,6% С, 2,8-3,2% Si) отбел не возникает даже в тонкостенных отливках. Поэтому необходимости в высокотемпературном двухстадийном отжиге в данном случае не было. Структурные изменения в чу гуне отливок должны были быть сведены только к ферритизации матрицы. Поэтому исследования были проведены с использованием одностадийного низкотемпературного отжига. Целью этих исследований была разработка рационального режима такого отжига, обеспечивающего полную ферритизацию структуры при минимальной длительности и наиболее подходящей температуре выдержки. Важной задачей исследования является также определение рациональных условий охлаждения отливок после выдержки при отжиге, так как режим охлаждения оказывает значительное влияние на пластичность и ударную вязкость чугуна.
Для разработки рационального режима ферритизирующего отжига важно знать критические точки чугуна. Равновесные критические точки 4"и А можно определить по политермическим разрезам диаграммы состояния сплавов Fe-C-Si при сочетании содержаний углерода и кремния, соответствующих химическому составу чугуна. На рисунке 4.9 приведен такой политермический разрез при содержании углерода 3,65% мае. (для метастабильной системы с карбидами и перлитом) [69].
На диаграмме приняты следующие обозначения: Ф - феррит, А -аустенит, Ц - цементит, СК - силикокарбид. Температура эвтектоидно-перитектоидного равновесия в системе составляет 760С. Видно, что кремнистый перлит в чугуне, содержащем более 2,4% Si, состоит из феррита, цементита и силикокарбида. В чугунах, содержащих менее 2,4% Si, критические точки 4"и А? несколько различаются (примерно на 5-Ю градусов), а при более высоком содержании кремния они сливаются в одну точку Ai, температура которой составляет 760С.
В справочной литературе обычно приводятся критические точки при нагреве А сі и охлаждении Ari (рисунок 1.13).
