WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


 

На правах рукописи

Петроченко Елена Васильевна

Особенности кристаллизации, формирования структуры

и свойств износостойких и жаростойких чугунов

в различных условиях охлаждения

Специальность 05.16.01 – Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени

доктора технических наук

Магнитогорск – 2012

Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Магнитогорский государственный технический университет им. Г. И. Носова».

Научный консультант  доктор технических наук, профессор 

  Колокольцев Валерий Михайлович

Официальные оппоненты: Ковалевич Евгений Владимирович

  доктор технических наук, профессор,

  ГПЦ ОАО НПО «ЦНИИТМАШ»,

  заведующий лабораторией

 

  Корягин Юрий Дмитриевич

  доктор технических наук, профессор,

  ФГБОУ ВПО "ЮУрГУ" (НИУ),

заведующий кафедрой

 

  Тихонов Аркадий Константинович

  доктор технических наук, профессор,

  ОАО «АВТОВАЗ»,

  советник по науке

Ведущая организация ФГБУН Институт металлургии и материаловедения 

им. А.А. Байкова РАН

Защита состоится « 11  » декабря 2012 года в 15-00 часов на заседании диссертационного совета  Д 212.111.05 на базе ФГБОУ ВПО «Магнитогорский государственный технический университет им. Г. И. Носова», 455000, г. Магнитогорск, пр. Ленина, 38, МГТУ, малый актовый зал.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГБОУ ВПО «Магнитогорский государственный технический университет им. Г. И. Носова».

Автореферат разослан  « »  2012 года.

Ученый секретарь

диссертационного совета  Полякова Марина Андреевна

Актуальность работы.

Белый чугун все более широко применяют как материал для инструмента и деталей машин и механизмов, подвергающихся интенсивному изнашиванию и окислению. Хотя традиционно его относили к хрупким и низкопрочным материалам, что существенно ограничивало области его использования. Достигнутые в последние годы успехи в области легирования и термической обработки белых чугунов значительно меняют представления об их свойствах и возможных сферах применения.

Современные белые чугуны – сложнолегированные многокомпонентные сплавы, различные по структуре и специальным свойствам. Они представляют собой отдельную группу промышленных чугунов, при затвердевании которых формируется композиционная структура. Именно она определяет специфические свойства белых чугунов в литом состоянии.

Несмотря на обилие литературных данных по оптимизации составов комплексно-легированных белых чугунов функционального назначения достаточно и систематически не исследовано влияние легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования, механические и эксплуатационные (жаростойкость, износостойкость) свойства этих чугунов в литом и термически обработанном состояниях. Особенно это касается условий формирования различных эвтектик и карбидной фазы при наличии в составе чугуна нескольких карбидообразующих элементов и модификаторов.

Для решения этих проблем требуется изыскание новых принципов создания комплексно-легированных белых чугунов с высоким комплексом механических и разнообразных специальных характеристик. Постановка цели и задач настоящего исследования основывалась на имеющихся к началу работы достижениях в области комплексно-легированных белых чугунов (КЛБЧ) и была направлена на дальнейшее развитие представлений и принципов создания литых композиционных материалов с волокнистыми, стержневыми и диспергированными упрочняющими фазами.

Цель диссертационной работы состоит в установлении закономерностей формирования структуры, механических и специальных свойств комплексно-легированных белых чугунов в зависимости от химического состава, условий охлаждения при затвердевании, термической обработки и разработке принципов создания литейных износостойких и жаростойких чугунов.

Для достижения данной цели в работе были поставлены и решены следующие задачи:

1. Определение закономерностей влияния химического состава, температурных режимов охлаждения металла в литейной форме и при термической обработке на структуру, морфологию, химический состав фаз, механические свойства, износостойкость и жаростойкость комплексно-легированных белых чугунов.

2. Выявление особенностей влияния первичной литой структуры комплексно-легированных белых чугунов на изменение их структуры и свойств после различных видов и режимов термической обработки.

3. Установление закономерностей влияния первичной литой структуры на защитные свойства,  структуру, химический и фазовый состав оксидных слоев жаростойких комплексно-легированных белых чугунов.

4. Разработка принципов легирования и составов новых комплексно-легированных белых чугунов для отливок различного функционального назначения, сочетающих высокие износостойкость и жаростойкость.

5. Внедрение в производство новых износостойких и жаростойких сплавов, режимов термической обработки, разработанных в результате исследования.

Научная новизна работы:

1. Установлено, что в чугунах исследованных систем Fe-V-C, Fe-C-V-Cr, Fe-C-V-Cu-Ti-B, Fe-C-Cr-Ti-V, Fe-C-Cr-Mn-Ni-Ti, Fe-C-Cr-Mn-Ni-Ti-Al, Fe-C-Cr-Mn-Ni- Ti –Nb формируется структура литого композита с двойными и тройными эвтектиками оригинального строения и формы, в которых армирующим каркасом являются специальные карбиды различного типа, морфологии, дисперсности и взаимной ориентации.

Изучены закономерности формирования  строения эвтектических композиций, образования двойных и тройных эвтектик. Выявлены основные типы структур (структурные классы) чугунов.

2. Сформулированы основные закономерности формирования механических и специальных свойств КЛБЧ различных структурных классов в зависимости от химического состава, температурных режимов охлаждения металла в литейной форме, видов и режимов термической обработки.

3. Показаны возможности управления составом, строением и формой сложных эвтектик с учетом химического состава и скорости охлаждения чугунов при первичной и вторичной кристаллизации.

4. Определены принципы легирования износостойких чугунов с базовыми композициями Fe-V и Fe-Cr-V в зависимости от температурных режимов охлаждения металла в литейной форме. Показана возможность снижения критического содержания ванадия в ванадиевых чугунах, управления содержанием в двойных и тройных эвтектиках количества, типа и морфологии карбидной фазы, строением металлической основы варьированием условий кристаллизации (заливка в различные типы форм: сухие и сырые песчано-глинистые (ПГФ) и кокиль) и дополнительным их микролегированием и модифицированием малыми добавками меди, титана, бора. Заливка в кокиль ванадиевых чугунов способствует снижению критического содержания ванадия (до 5%), количество бора и меди, обеспечивающих полную инверсию структуры, увеличение плотности эвтектики + VC и дисперсность фаз, образующих ее. Структура металлической основы ванадиевых чугунов, залитых в кокиль, и хромованадиевых (ПГФ и кокиль) мартенситно-аустенитная с метастабильным по отношению к деформационному мартенситному превращению аустенитом.

Показано, что в процессе изнашивания исследуемых белых чугунов и по периклазу, и по корунду метастабильный аустенит превращается в мартенсит деформации, доля превращенного аустенита в зависимости от состава сплава, условий охлаждения в форме и вида термической обработки, что оказывает положительное воздействие на абразивную износостойкость.

5. Определено, что первичная литая структура жаростойких аустенитных чугунов определяет строение оксидных слоев. При этом обнаруживается эффект наследования от исходной структуры чугуна строения оксидных слоев; эффект наследования состава оксидной пленки в зависимости от распределения легирующих элементов в поверхностном слое литых чугунов. Таким образом, окалиностойкость зависит не только от химического состава сплава, но и от особенностей его структуры (литье в кокиль и ПГФ), т. к. изменение скорости охлаждения при затвердевании влияет на количество и плотность эвтектики, химический состав металлической основы дендритов и эвтектик.

Установлены основные принципы, которыми следует руководствоваться при создании новых литейных хромоникельмарганцевых жароизносостойких чугунов с учетом условий охлаждения в литейной форме. Жаростойкие чугуны должны иметь стабильные аустенитную структуру металлической основы и карбидную фазу. Содержание марганца должно быть минимальным (не более 4%), обеспечивающим получение стабильной аустенитной структуры. Увеличение содержания марганца свыше указанного отрицательно влияет на окалиностойкость чугуна.

Дополнительное легирование ниобием и алюминием обеспечивает формирование стабильной структуры металлической основы с карбидным упрочнением, оксидных фаз шпинельного типа и более высокий уровень окалиностойкости, ростоустойчивости, износостойкости. Наличие феррита при температурах эксплуатации допустимо в ограниченных количествах (не более 15-19%), при необходимости легирования ниобием и алюминием. Поэтому содержание алюминия должно быть не более 2% при заливке чугунов в сухую ПГФ и 2,5% - в кокиль. Количество  ниобия не должно превышать 1,5-2,0% (сухая ПГФ) и 3,0% (кокиль).

6. Получены математические зависимости между свойствами, параметрами микроструктуры и химическим составом КЛБЧ в различных условиях охлаждения, по которым провели оптимизацию химических составов по наибольшей износостойкости, окалиностойкости и ростоустойчивости. Предложены оптимальные для различных условий изнашивания (по механизму микрорезания и пластического оттеснения) составы КЛБЧ

7. В результате  системного исследования влияния термической обработки на особенности формирования структуры, фазового состава, механических свойств и износостойкости КЛБЧ установлено определяющее влияние первичной литой структуры на структуру и свойства после термической обработки. Обоснован выбор оптимальных режимов термообработки КЛБЧ для достижения максимальной износостойкости в различных условиях абразивного изнашивания.

8. Предложена классификация белых чугунов по следующим структурным признакам: по строению металлической основы; по типу эвтектик; по количеству эвтектик и фаз, образующих ее; по морфологии эвтектик; по морфологии образующих эвтектику фаз.

9. На основе обобщения результатов исследований разработаны новые составы износостойких и жароизносостойких чугуны.

На защиту выносятся:

1. Выявленные закономерности формирования структуры металлической основы, карбидной фазы, двойных и тройных эвтектик в комплексно-легированных белых чугунах в зависимости от условий охлаждения в различных типах литейных форм, видов и режимов термической обработки.

2. Взаимосвязь износостойкости и жаростойкости комплексно-легированных белых чугунов с морфологией карбидной фазы, типом двойных и тройных эвтектик, фазовым и химическим составами металлической основы и оксидных слоев на поверхности отливок.

3. Особенности перераспределения легирующих элементов между металлической основой, карбидной фазой, эвтектиками в КЛБЧ при их охлаждении в литейной форме и при термической обработке.

4. Результаты рентгенографического, количественного металлографического, дилатометрического, термического, микрорентгеноспектрального  анализов, исследований распределения химических элементов по глубине оксидных слоев, испытаний на износостойкость и жаростойкость (окалиностойкость и ростоустойчивость), механические свойства КЛБЧ.

5. Предложена классификация КЛБЧ по строению металлической основы; по типу и количеству эвтектик; по морфологии эвтектик; по морфологии фаз, образующих эвтектику.

6. Новые составы износостойких и жароизносостойких чугунов.

Достоверность и обоснованность результатов и научных выводов работы обеспечены применением комплекса стандартных и современных методов исследования: сканирующей микроскопии, количественного анализа с применением статистической обработки данных, спектроскопии тлеющего разряда, дилатометрии и термографии, рентгено- и электронографии, микрорентгеноспектрального анализа, измерений микротвердости, испытаний на твердость, растяжение, износостойкость и жаростойкость; согласованностью результатов лабораторного и промышленных экспериментов; большим объемом выполненных экспериментальных данных с их статистико-вероятностной обработкой и воспроизводимостью результатов эксперимента; проведением опытных и промышленных плавок чугунов разработанных составов и внедрением их в производство отливок различного функционального назначения. Выводы базируются на современных достижениях металловедения, теории литейного производства и термической обработки и не противоречат их положениям.

Практическая значимость работы состоит в том, что использование полученных теоретических и практических разработок позволило установить пути управления структурой, механическими и эксплуатационными свойствами литейных износостойких и жаростойких чугунов за счет выбора легирующих элементов и их комплексов в литом и термообработанном состояниях.

1. Разработаны методами математического планирования экспериментов оптимальные химические составы КЛБЧ:

- для производства деталей и инструмента, эксплуатируемых только в условиях абразивного изнашивания,  предложены четыре оптимальных состава КЛБЧ. Например, для деталей «шайба валковая» мелкосортно-проволочного стана сортового цеха ОАО «ММК», масс.%: 3,0-3,2 C; 7,5-9,0 V; 14,0-17,0  Cr. При этом он должен содержать технологические добавки Si и Mn (0,4-0,6%). Твердость данного чугуна 58-62,5 ед. и износостойкость 11-12,6 ед. Жидкотекучесть 600 мм при температуре 14000С. Линейная усадка 1,7%;

- для производства деталей, работающих при невысоких температурах (до 6000С)  в условиях абразивного изнашивания, предложены два состава чугуна. Например, для изготовления броневых плит желобов агломерационных машин в условиях горно-обогатительного производства ОАО «ММК», масс.%: 2,8–2,9% углерода, 15,0–16,0% хрома, 2,4–3,0% ванадия,  0,65–0,8% титана;

- для изготовления деталей,  эксплуатируемых при одновременном воздействии высоких температур (до 800-10000С) и абразивной среды, например, колосники для грохотов агломерационных машин из чугуна марки ИЧ230Х16Г4НТ. Эксплуатационная стойкость новых колосников превысила срок службы колосников из высоколегированной стали 75Х24ТЛ более, чем в 3 раза. Годовой экономический эффект на стоимости колосников составил более 2,2 млн руб. в год.

2. Получены патенты на исследуемые чугуны: износостойкий (патент РФ на изобретение № 2272086); жароизносостойкий (патент РФ на изобретение №2262546).

3. Материалы диссертационных исследований используются в учебном процессе в виде учебного пособия, лекционных курсов, методических указаний, научно-исследовательской работе, курсовом и дипломном проектировании при подготовке бакалавров, магистров, специалистов по направлениям «Металлургия», «Материаловедение, технология материалов и покрытий», «Материаловедение и технология материалов».

Апробация работы. Материалы диссертации докладывались на: ХХ, ХХ и ХV Уральских школах металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» ( Магнитогорск, 2012 г., Екатеринбург, 2008 г., Тольятти, 2006 г.), школах-семинарах «Фазовые и структурные превращения в сталях» (Магнитогорск, 2008, 2006, 2003, 2001 гг.), 6-й Всероссийской научно-практической конференции «Литейное производство сегодня и завтра» (Санкт-Петербург, 2006 г.), Международной научно-практической конференции «Литейное производство сегодня и завтра» (Санкт-Петербург, 2004 г.), Международных научно-практических конференциях «Шлифабразив» (Волжский, 2008-2001 гг.), VII съезде литейщиков (Новосибирск, 2005 г.), Х, ХV Международных  симпозиумах «Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред» (Москва, 2007 г., 2009 г., 2011 г.), Региональной школе-семинаре «Цифровая микроскопия» (Екатеринбург, 2001 г.) и др.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 87 научных работ, в т.ч.  3 монографии, 2 учебных пособия, 16 статей в рецензируемых изданиях из перечня ВАК РФ, получено 2 патента на изобретение.

Личный вклад автора. Общая стратегия и постановка работ выполнена совместно с В.М. Колокольцевым. Все результаты, приведенные в диссертации, получены самим автором и при его непосредственном участии. Автору принадлежат идеи в определении цели, научной постановке задач исследования, анализе и интерпретации результатов, формулировке основных положений и выводов. Диссертант осуществлял научное руководство группой аспирантов и соискателей, которыми были защищены 2 кандидатских диссертации. Организация промышленного внедрения разработанных сплавов в технологию изготовления литых деталей различного функционального назначения проводилась в равной степени с соавторами.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, семи глав, общих выводов, библиографического списка и приложений.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, указана цель и основные задачи исследования; изложены научная новизна и практическая значимость работы; обозначен личный вклад автора.

В первой главе рассмотрены современные представления о существующих принципах легирования сплавов, применяемых для изготовления литых изделий, работающих в условиях интенсивного абразивного изнашивания при нормальных и повышенных температурах. Рассмотрены основные механизмы и закономерности абразивного изнашивания, влияния характеристик изнашивающей среды, структурных факторов, химического состава и термической обработки на абразивную износостойкость и жаростойкость КЛБЧ. Проанализированы изменения на поверхности трения в процессе изнашивания. На основании анализа литературных данных сформулированы цель работы и задачи исследования.

Во второй главе приведены характеристики материалов и методики проведения исследования.

Исследования проводили на комплексно-легированных белых чугунах. Экспериментальные сплавы выплавляли в индукционной печи ИСТ-006 с основной футеровкой и заливали в сухие и сырые песчано-глинистые формы (ПГФ), и кокиль. Скорость охлаждения в интервале кристаллизации в сухой ПГФ составляла 3 – 10 град/мин, в сырой ПГФ – 8 – 12 град/мин, в чугунном кокиле – до 30 град/мин.

Химический состав образцов определяли на эмиссионном спектрометре фирмы «Бэрд» и на спектрометре OBLF QSG 750 по ГОСТ 18895-97.

Структуру и фазовый состав чугунов исследовали с помощью металлографического и рентгенографического методов. Рентгеновская съемка производилась на дифрактометре ДРОН-УМ1 (в кобальтовом К излучение). Дифрактометр совмещен с РС. Обработка экспериментальных данных производилась по комплексу КО-ИМЕТ. Фазовый анализ осуществлялся с помощью программы XRAYAN и базы данных PDF.

Количественный металлографический анализ, автоматизированную обработку результатов измерения микротвердости проводили с помощью  анализаторов изображений Thixomet PRО, Siams.

Микрорентгеноспектральные исследования фазовых составляющих в сплавах и поверхности окисления проводили  на растровых электронных микроскопах "JEOL" JSM-6460 LV, "ТESCAN VEGA II XMU", "Camscan" с микрорентгеноспектральными анализаторами. Распределение химических элементов по глубине оксидного слоя исследовали на спектрометре тлеющего разряда.

Термическое расширение, коэффициент термического расширения, температуры фазовых переходов определяли на дилатометре NETZSCH DIL 402 HC. Температуры и энтальпии фазовых переходов - на приборе синхронного термического анализа NETZSCH model STA 409 PC Luxx.

Временное сопротивление разрыву определяли по ГОСТ 1497-75 на разрывной машине «Инстрон-1195». Измерение микротвердости проводилось на приборе ПМТ-3 (ТУ 3-3.1377-83) по ГОСТ 9450-76.

Жаростойкость оценивали по двум показателям: окалиностойкости и ростоустройчивости (ГОСТ 6130-71 и ГОСТ 7769-82).

Сравнительные испытания на износостойкость сплавов и чугунов при трении о нежестко закрепленные (полузакрепленные) абразивные частицы проводили по методике, регламентированной ГОСТ 23.208-79. Изнашивание проводилось абразивными частицами различной твердости (электрокорундом и периклазом), что определяло различные механизмы изнашивания.

Жидкотекучесть чугунов определяли при помощи пробы со спиральным каналом по ГОСТ 16438-84. Линейную усадку определяли как разность размеров формы (модели отливки) и отливки после ее полного охлаждения.

В третьей главе исследованы особенности формирования структуры в зависимости от химического состава и скорости охлаждения отливок из белых ванадиевых чугунов в формах с разной теплоаккумулирующей способностью (сухая и сырая ПГФ, металлический кокиль). Определено межфазное распределение элементов. Изучено влияние фазового состава металлической основы, типа и морфологии карбидной фазы на твердость, прочность и износостойкость чугунов в условиях абразивного изнашивания различным абразивом (электрокорундом, периклазом).

С целью выбора базового состава чугуна исследовали структуру и износостойкость тройных сплавов Fe-V-C при следующем соотношении компонентов, масс.%: 2,0–3,5 С; 3,0–9,0 V.

Фазовый состав ванадиевых чугунов в литом состоянии представляет собой (ОЦК)-фазу, карбид ванадия VC и карбид железа Fe3C. Две карбидные фазы определяют образование двух эвтектик: двойной – аустенитно-ванадиевокарбидной (+ VC) и тройной  ледебуритоподобной (+ Fe3C + VC).

В чугунах в зависимости от химического состава сплава и условий охлаждения формируются следующие структуры: структура, состоящая из из дендритов аустенита (или продуктов его распада) и тройной эвтектики + Fe3C + VC (рис. 1, а); полностью инвертированная структура эвтектики + VC (см. рис. 1, г, д); структура, состоящая из двух эвтектик + VC и + Fe3C + VC (см. рис. 1, в, е).

Ванадий частично растворяется в цементите и перлите (бывшем аустените). Наиболее обогащена ванадием эвтектическая карбидная составляющая структуры. В карбиде ванадия растворяется небольшое количество железа (до 3%). Свойства композиции + VC с перлитной металлической основой могут быть повышены за счет увеличения плотности эвтектики, т. е. увеличения в ней количества карбидов ванадия. Обеспечивается это путем увеличения скорости охлаждения (заливка в кокиль).

  а – 2% С, 5% V б – 2,5% С, 5% V в – 3,0%С, 5% V

  г – 2% С, 7% V  д –  2,5% С, 7% V е – 3,0%С, 7% V

Рис. 1. Микрофотографии структур ванадиевых чугунов, х500

При увеличении скорости охлаждения (литье в кокиль) при одном и том же составе сплава количество ледебурита уменьшается, также происходит снижение критической концентрации ванадия при сохранении инвертированной структуры эвтектики (от 7% до 5% V).

Определено влияние состава и условий охлаждения на объемную долю карбидов ванадия и ледебурита, размеров карбида ванадия, межкарбидное расстояние в ванадиевой эвтектике, соотношение эвтектик в структуре, микротвердость структурных составляющих, твердость, износостойкость по корунду и периклазу. Получены адекватные математические зависимости, описывающие влияние содержания углерода и ванадия на износостойкость по корунду (Кк) и периклазу (Кп), твердость HRC, на объемную долю ледебурита (Vл) и карбидов ванадия Vк, на размер карбидов ванадия (dк) и межкарбидное расстояние (Lк). В частности, для чугунов, залитых в сухую ПГФ, они имеют вид:

HRC = -51,86 + 49,95С + 5,63V - 5,5C2 + 0,1V2 - -1,9CV;

Кк = -18,5 + 14,95С – 0,6V – 2,3C2 + 0,06V2 + 1,24СV;

Кп = - 47,05 + 33,15С + 0,74V – 5,1C2 – 0,03V2 + 0,3CV;

Lк = - 69,18 – 44,6С + 1,06V – 9C2 – 0,18V2 - 0,32CV;

Vк = - 25,60 + 19,43С + 1,69V – 2,7C2 + 0,12V2 - 0,7CV;

Vл = 15,48 - 21,5С + 1,92V + 7,95C2 – 0,53V2 + 0,73CV;

dк = 5,95 - 1,1С + 0,28V + 0,38C2 – 0,01V2 + 0,15CV.

Наиболее высокие значения прочности, твёрдости и износостойкости достигаются у сплавов, залитых в кокиль: ПГФ – 500-550 МПа; 40-45 HRC; 4-5 ед. Ки; 12-15 ед. Кп; кокиль – 550-600 МПа; 45-55 HRC, 5-7 ед. Ки; 15-18 ед Кп. Учитывая этот факт и зная характеристики отливок (масса, толщина стенки, габаритные размеры) и тип формы, можно регулировать содержание ванадия и углерода в сплаве и получать требуемые свойства. Это позволяет более широко использовать белые ванадиевые чугуны для производства отливок.

По результатам исследований определены концентрационные интервалы (базовый состав сплава) по углероду и ванадию (2,6–3,0% С и 5,0–8,0% V), обеспечивающие максимальную износостойкость ванадиевых чугунов в различных условиях абразивного изнашивания. Одновременно достичь достаточно высокой износостойкости и полностью инвертированной структуры белых чугунов невозможно при легировании одним ванадием вследствие неполной инверсии эвтектики и формирования перлитной структуры металлической основы.

Повысить свойства белых ванадиевых чугунов можно за счет изменения плотности  (изменения количества карбидной фазы) и характера эвтектических композиций. Регулировать содержание в эвтектике количество, тип и морфологию карбидной фазы чугунов, строение металлической основы можно варьированием условий кристаллизации (заливка в различные типы форм) и дополнительным их микролегированием и модифицированием малыми добавками высокоактивных элементов. В качестве таких элементов были выбраны медь, титан, бор. Был  спланирован и  проведен  дробный факторный эксперимент вида ДФЭ 25-2. Содержание элементов в комплексно-легированных чугунах было следующим, масс.%: углерод – 2,6–3,0; ванадий – 5,0–8,0; медь – 0,8–1,2; титан 0,3–0,6; бор – 0,01–0,05; кремний 0,4–0,6; .марганец 0,4–0,6.

В качестве характеристик микроструктуры были изучены микротвёрдость, количество карбидов, их размер и количество ледебурита. Количественный анализ включений карбидов ванадия проводили на полированных шлифах без травления. Микроструктуру металлической основы, количество ледебурита и микротвердость структурных составляющих изучали на протравленных шлифах.

Легирование медью снижает критическое содержание ванадия в чугуне, обеспечивающее инверсию микроструктуры. Количество ледебурита в структуре комплексно-легированных чугунов снижается до 3–15% (в ванадиевых чугунах доля ледебурита составляла 25–47%).

Установлено, что дополнительное легирование Ti, Cu, B и увеличение скорости охлаждения при затвердевании (заливка в кокиль) оказывает заметное влияние на тип, морфологию и химический состав карбидной фазы, эвтектической составляющей и металлической основы ванадиевых чугунов, а именно, значительно сокращает (вплоть до исчезновения) количество ледебурита, увеличивает объемную долю карбидов VC и (Ti,V)C. Увеличение скорости охлаждения при затвердевании изменяет форму и размеры карбидов. Карбиды ванадия становятся менее разветвленными, увеличивается их дисперсность (рис.2, б). Структуру металлической основы можно изменять легированием и скоростью охлаждения при затвердевании от перлитной (ПГФ) (см. рис 2, а) до мартенситно-аустенитной (кокиль) (см. рис. 2, б) с различным количественным соотношением фаз.

Микрорентгеноспектральные исследования показали, что включения разветвленной формы представляют собой карбиды ванадия, а включения компактной формы – комплексные карбиды ванадия с титаном (Ti, V)C. Модифицирование титаном приводит к диспергированию карбидной фазы. Увеличение содержания титана в составе комплексных карбидов повышает их компактность и дисперсность (см. рис. 2, б). Образование в структуре чугунов комплексных карбидов (Ti, V)C компактной формы приводит к повышению износостойкости в условиях трения о полузакрепленный абразив. Микротвердость карбидов ванадия 20000-22000 МПа, у комплексных карбидов выше – до 27500 МПа.).

 

а б

Рис. 2. Микрофотографии структур комплексно-легированных ванадиевых белых чугунов, залитых в сухую ПГФ (а) и кокиль (б), х1000

Бор в чугунах способствует образованию эвтектических и заэвтектических сплавов. Поэтому повышение содержания бора до 0,05% и скорости охлаждения вызывает рост доли ледебурита (рис. 3, б, в).

  а б  в

Рис. 3. Структура комплексно-легированных ванадиевых белых чугунов,

залитых в ПГФ (а, б), кокиль (в); а – содержание бора 0,01%; б,в – 0,05%, х500

При испытании по корунду, твердость которого сопоставима с твердостью карбидов ванадия (20–22 ГПа) и превышает твердость цементита (10 ГПа) и металлической основы чугунов (6–10 ГПа), основным механизмом изнашивания является микрорезание. Твердость периклаза, равная 10–11 ГПа, ниже твердости карбидов ванадия и близка к твердости цементита и металлической основы, поэтому при взаимодействии чугуна с периклазом разрушение основы происходит по механизму пластического оттеснения. Наивысшей износостойкостью при износе по механизму микрорезания обладают чугуны с преимущественно мартенситной структурой, при изнашивании по механизму пластического оттеснения – с аустенитно-мартенситной структурой.

Оптимизацию составов чугуна проводили с помощью метода крутого восхождения. Для расчетов использовали математические зависимости свойств сплавов от химического состава, залитых в различные формы.

В результате исследований предложены оптимальные для различных условий изнашивания составы комплексно-легированных ванадиевых чугунов, масс.%: - по механизму микрорезания – 2,8–3,0 углерода; 6,7–7,4 ванадия; 0,03–0,02 бора; 1,0–1,2 меди; 0,3–0,4 титана; - по механизму пластического оттеснения – 2,8–3,0 углерода; 5,0–6,5 ванадия; 1,0–1,2 меди; 0, 01–0,03 бора; 0,30–0,45 титана. При этом чугуны должны содержать технологические добавки Si и Mn (0,4–0,6%). Исследованы структура, литейные, физические и механические свойства чугунов оптимальных составов. Свойства чугуна, залитого в различные формы, приведены в табл. 1.

Таблица 1

Свойства ванадиевого чугуна, залитого в сухую и сырую ПГФ, и кокиль

Тип формы

σв, МПа

HRC, ед.

Ки, ед.

Сухая ПГФ

580-600

50-55

7,8-8,5

Сырая ПГФ

600-620

55-58

8,0-8,8

Кокиль

650-680

58-62

9,0-9,5

Литейные и физические свойства чугуна следующие: tликв= 1300–13100С, tсол.=1230–12350С, λ=750 мм при tзал=1400С, линейная усадка 1,5–1,7%.

Таким образом, установлено, что в зависимости от химического состава и скорости охлаждения в комплексно-легированных ванадиевых чугунах формируются следующие типы структур сплавов:

- доэвтектическая, состоящая из дендритов аустенита (или продуктов его распада) и тройной эвтектики + Fe3C + VC;

- полностью инвертированная структура эвтектики + VC;

- структура, состоящая из двух эвтектик + VC и + Fe3C + VC;

- структура, состоящая из избыточных карбидов VC и двух эвтектик + VC и + Fe3C + VC.

Типы эвтектик (по количеству и морфологии фаз, образующих эвтектики) в ванадиевых чугунах: двойная + VC (с волокнистыми или компактными карбидами ванадия) и тройная ледебуритоподобная эвтектика + Fe3C + VC. Именно строение и количество эвтектик оказывает решающее влияние на все свойства чугунов, формируя в них структуру литого композита.

В четвертой главе исследованы фазовый состав, межфазное распределение элементов, структура и свойства сплавов системы Fe-C-V-Cr. Для этого был спланирован и проведен полный факторный эксперимент типа 23 при следующем изменении  факторов, масс.%: Х1 (хром, 14,0; 20,0); Х2 (ванадий, 3,0; 9,0); Х3 (углерод, 2,6; 3,2). Количество кремния и марганца в опытных сплавах находилось на постоянном уровне: Si (0,4–0,6%); Mn (0,4–0,6%). Влияние скорости охлаждения при кристаллизации на структуру и износостойкость изучали на образцах чугунов, залитых в сухие и сырые песчано-глинистые формы и кокиль.

Фазовый состав хромованадиевых чугунов в литом состоянии представляет собой -фазу (мартенсит), -фазу (аустенит), карбид ванадия (VC), карбид хрома (Fe, Cr, V)7C3. Сочетание этих фаз  дает при кристаллизации две двойных эвтектики + VC, + (Fe, Cr, V)7C3 и тройную + (Fe, Cr, V)7C3 + VC. Сосуществование карбидов разных форм и типов определяется составом чугуна и условиями его кристаллизации.

Состав карбидов и металлической основы переменный и зависит от химического состава сплава и скорости охлаждения при затвердевании. Карбиды (Fe, Cr, V)7C3 содержат 26,0–48,0%  железа, 41,0–52,0% хрома, 9,0–22,0% ванадия,  карбид  ванадия ограниченно растворяет железо (до 2,0–5,0%), несколько больше – хром (8,0–16,0%).

Определение объемной доли карбидов ванадия проводили на нетравленых шлифах, количество и размеры карбидов хрома, объемной доли эвтектик и их дисперсность – на шлифах после травления.

В зависимости от состава чугуна формируются следующие типы структур сплавов (структурные классы):

1 - доэвтектическая, состоящая из избыточных дендритов аустенита (или продуктов его распада) и тройной эвтектики + (Fe, Cr, V)7C3 + VC;

2 - структура, состоящая из двух эвтектик + VC (сферолитная форма) и  + (Fe, Cr, V)7C3 + VC;

3 - структура, состоящая из двух эвтектик + (Fe, Cr, V)7C3 и + (Fe, Cr, V)7C3 + VC;

4 - структура, состоящая из предэвтектических карбидов VC и эвтектик  + (Fe, Cr, V)7C3 и  + (Fe, Cr, V)7C3 + VC;

5 - структура, состоящая из избыточных карбидов VC (или карбидов (Fe, Cr, V)7C3) и эвтектик + VC, + (Fe, Cr, V)7C3 + V (рис. 4).

Эвтектики + (Fe, Cr, V)7C3 и  + (Fe, Cr, V)7C3 + VC в поперечном сечении имеют форму розетки, а в продольном – веера.

От соотношения хрома и ванадия в чугунах зависит состав, строение и свойства карбидной фазы. При избыточном содержании углерода и легирующих элементов образуются массивные разветвленные дендриты первичных карбидов ванадия (см. рис. 4).

Увеличение хрома в сплаве вызывает снижение содержания ванадия в составе карбидов VC и  (Fe, Cr, V)7C3, что проявляется в снижении  микротвердости карбидов ванадия от 22 до 18 ГПа и комплексных карбидов хрома от 16 до 10 ГПа. Увеличение концентрации ванадия и углерода в сплаве снижает содержание железа в карбидах и повышает содержание ванадия и хрома. В результате микротвердость карбидов (Fe, Cr, V)7C3  повышается до 16–17 ГПа.

Увеличение скорости охлаждения приводит к следующему изменению состава карбидов: снижает содержание хрома с 10 до 8% в карбиде VС; к увеличению содержания железа с 37 до 47% и уменьшению содержания хрома с 51 до 41% в комплексном карбиде (Fe, Cr, V)7C3. В результате степень легированности металлической основы увеличивается.

Объем карбидной фазы в эвтектиках + (Fe, Cr, V)7C3 и + (Fe, Cr, V)7C3 + VC составляет 28–36%,  в эвтектике А + VC карбидов меньше – 10–15%. Различие в строении эвтектик определяет их разные свойства.

 

1 2

 

3 а  3 б

 

4 5

Рис. 4. Типы структур хромованадиевых чугунов: 1 - дендриты А и эвтектика + (Fe, Cr, V)7C3 + VC; 2 -  эвтектики + VC и + (Fe, Cr, V)7C3 + VC; 3 – эвтектики + (Fe, Cr, V)7C3 и + (Fe, Cr, V)7C3 + VC (а - сухая ПГФ; б - кокиль); 4 – избыточные карбиды VC и эвтектики + VC (волокнистая форма), + (Fe, Cr, V)7C3 + VC; 5 – избыточные карбиды VC и эвтектики  + (Fe, Cr, V)7C3 и  + (Fe, Cr, V)7C3 + VC

Эвтектические композиции кристаллизуются в интервале температур и имеют переменный фазовый состав, различную плотность и дисперсность карбидной фазы в зависимости от химического состава сплава и скорости охлаждения при затвердевании. Тип эвтектик и их количественное соотношение в структуре чугунов также зависит от состава сплава и условий охлаждения, что определяет механические свойства и износостойкость чугунов при изнашивании абразивом различной твердости

Металлическая основа состоит из аустенита и мартенсита, соотношение этих фаз зависит от химического состава металлической основы, который определяется составом сплава и типом литейной формы. При литье в кокиль повышается содержание хрома и ванадия в основе, что приводит к росту доли аустенита в структуре.

Различные структурные типы формируются в чугунах следующих составов, %: 1 тип - 2,6 C; 14-20 Cr; 3 V и 3,2 C; 14 Cr; 3 V; 2 тип  - 2,6 C; 14 Cr; 9 V; 2,6 C; 14-20 Cr; 9 V; 3 тип - 3,2 C; 20 Cr; 3 V; 4 тип- 3,2 C; 14 Cr; V 9 и 2,9 С; 17 Cr; 6 V; 5 тип- 3,2 C; 20 Cr; V 9.

Изучены особенности формирования структуры и свойств чугунов различных структурных типов (классов). В структуре чугунов первого структурного класса присутствует одна эвтектика + (Fe, Cr, V)7C3 + V. Преобладающей фазой в тройной эвтектике является комплексный карбид (Fe,Cr,V)7C3.

Содержание ванадия 3% является достаточной концентрацией, при которой он находится не только в твердом растворе и входит в состав комплексного карбида (Cr, Fe)7C3, но и образует самостоятельные карбиды VC по форме, близкой к шаровидной. Максимальный размер карбидов 2,5–6,8 мкм, средний размер – 1,0–2,8 мкм. Карбид ванадия располагается на эвтектических карбидах хрома.

С повышением содержания хрома, углерода и скорости охлаждения снижаются объемная доля (с 58,8,0 до 27,6%) и размеры дендритов первичного аустенита (средний размер с 13,7 до 2,8,0 мкм), растет дисперсность и объемная доля аустенитохромистокарбидной эвтектики (рис. 5, а, б). Микротвердость эвтектики изменяется незначительно 6,0–6,8 ГПа. Твердость и износостойкость  увеличиваются.

Фазовый состав образцов чугуна, содержащего, 3,2% С; 14% Cr, 3% V в зависимости от условий охлаждения приведен в табл. 2.

Таблица 2

Влияние условий охлаждения на количество мартенсита q,  аустенита q,

комплексных карбидов хрома q1 и ванадия q2,%

Сухая ПГФ

Сырая ПГФ

Кокиль

q

q

q1

q2

q

q

q1

q2

q

q

q1

q2

67,4

3,5

27,6

1,4

48,1

8,4

40,4

2,1

19,8

31,61

51,5

3,9

а б

Рис. 5. Микроструктура хромованадиевых чугунов 1 типа, залитых в сухую ПГФ (а) и кокиль (б), х500

Увеличение скорости охлаждения вызывает снижение количества мартенсита, количество аустенита при этом увеличивается. Это можно объяснить  изменением химического состава основы: повышается содержание хрома и понижается содержание железа, содержание ванадия изменяется незначительно.

Увеличение содержания хрома вызывает понижение температуры начала мартенситного превращения Мн, что приводит к снижению количества мартенсита. В карбидах хрома, наоборот, уменьшается содержание хрома, а железа – увеличивается.  Содержание ванадия практически не меняется. Микротвердость основы уменьшается от 7,1 до 4,4 ГПа. Микротвердость карбидов снижается от 15,1 до 13,9 МПа.

Износостойкость хромованадиевых чугунов по корунду невелика и возрастает с ростом микротвердости металлической основы и объемом карбидной фазы чугунов. Износостойкость по периклазу несущественно зависит от объема карбидной фазы и твердости чугунов, а зависит от доли аустенита и его метастабильности по отношению к деформационному мартенситному превращению. Метастабильный аустенит, превращаясь в мартенсит деформации в процессе изнашивания, упрочняет поверхность и повышает износостойкость (табл. 3).

Таблица 3

Влияние условий охлаждения на количество превращенного аустенита qп,

отношение Низн/Ндо и износостойкость по корунду Кк и периклазу Кп

Тип формы

qп,%

Низн/Ндо*

корунд

Низн/Ндо

периклаз

Кк

Кп

Сухая ПГФ

0

1,3

1,1

4,2

17,6

Сырая ПГФ

0

1,7

1,3

4,9

43,8

Кокиль

23,0-25,0

2,2

2,0

5,4

108,0

* Ндо и Низн– микротвердость металлической основы до и после изнашивания

Высокая износостойкость хромованадиевых чугунов в условиях изнашивания по механизму пластического оттеснения обусловлена упрочнением поверхностных слоев в результате фазовых превращений и деформационного упрочнения фаз.

Отсутствие деформационного мартенситного превращения в чугунах, залитых в сухие и сырые ПГФ, можно объяснить присутствием в структуре металлической основы большого количества мартенсита охлаждения (см. табл. 2). Образование  мартенсита деформации при изнашивании чугунов корундом и периклазом облегчается в структуре с преобладанием  метастабильного аустенита.

Особенности формирования структур 2 и 3 классов. Структура чугунов состоит из двух эвтектик (см. рис. 2, 3). В эвтектике + VC меньшее количество карбидной фазы, чем в эвтектиках + (Fe, Cr, V)7C3 и + (Fe, Cr, V)7C3 + VC.

С помощью рентгеновского картирования выявлены концентрационные неоднородности эвтектик, определяющих их строение и свойства.  Установили закономерности образования концентрационных и структурных неоднородностей эвтектик в зависимости от химического состава и условий охлаждения в формах. Таким образом, изменяя количественное соотношение эвтектик с различными свойствами, можно получать различные свойства сплава в целом.

В зависимости от содержания углерода и легирующих элементов, условий охлаждения изменяются объемная доля и размеры двойной эвтектики. С увеличением содержания хрома и скорости охлаждения растет объемная доля тройной эвтектики, дисперсность эвтектик + (Fe, Cr, V)7C3 и + (Fe, Cr, V)7C3 + VC (см. рис. 4 3а, 4 3б).

При повышении скорости охлаждения растет плотность и дисперсность эвтектики + VC (увеличивается число карбидов ванадия от 2705 до 16410, 1/мм2, уменьшается межчастичное расстояние от 62 до 21 мкм и размер карбидов от 6,5 до 2,8 мкм).

В структуре чугунов 2 и 3 классов, залитых в сухие и сырые ПГФ, преобладает мартенсит охлаждения 72,2–90,0%.

Износостойкость по корунду чугунов, залитых в ПГФ, составляет 4,5–10,1 ед., по периклазу 10,8–28,7 ед. Износостойкость чугунов 2 структурного класса выше из-за присутствия в структуре 7,5–9,1% карбидов ванадия, 3 класса – 30,2–72,3% комплексных карбидов хрома. В чугунах 1 класса объемная доля карбидов ванадия составляет 0,3–5,2%., 20,0–51,5% карбидов хрома.

При заливке в кокиль доля аустенита в структуре увеличивается, происходит деформационное мартенситное превращение при изнашивании корундом и периклазом, в результате поверхность значительно упрочняется (микротвердость увеличивается в 1,5–2,0 раза). Износостойкость повышается по корунду  до 9,1–13,0 ед. и  по периклазу до 19,8–60,6 ед.

В структуре чугунов 4 и 5 структурных классов присутствуют дендриты первичного аустенита. С увеличением скорости охлаждения объемная доля и размеры избыточных карбидов ванадия, двойных эвтектик уменьшаются, объемная доля тройной эвтектики увеличивается.

В структуре сплава, содержащего 2,9% С; 17% Cr; 6% V, в случае повышенной скорости охлаждения (литье в кокиль) меняется характер избыточной фазы,  вместо карбида ванадия (рис. 6, а)  избыточной фазой становится комплексный карбид (Fe, Cr, V)7C3 (рис. 6, б).

а б

Рис. 6. Микрофотография чугунов 4 структурного класса

Износостойкость чугунов 4, 5 структурных класса составляет 8,0–14,0 ед. по корунду, 33,0–99,0 ед. по периклазу.

После обработки результатов эксперимента получили адекватные математические зависимости характеристик микроструктуры, износостойкости и твердости хромованадиевых чугунов от химического состава. В частности, для сухой ПГФ они имеют вид:

HRCсух = 54,6 - Х1 + 3,6Х3 - 5,7Х1Х2 + 3,3Х1Х3 + 2,7Х2Х3 + 3,3Х1Х2Х3, ед.;

КИ сух  = 5,6 + 0,6Х1 + 1,7Х2 + 1,1Х3 - 0,4Х1Х2 + 0,6Х2Х3, ед.;

НМ  сух = 3131,56 – 248,16Х1 - 649,45Х2 + 158Х3 + 531,06Х1Х3 + 125,2Х2Х3 - 138,62Х1Х2Х3, МПа;

НЭ сух  = 7533,83 - 114,71Х3 - 1320,7Х1Х2 + 307,7Х1Х3 - 449,23Х2Х3 + 299,3Х1Х2Х3, МПа;

qК  сух  = 4,83 - 1,15Х1 + 4,5Х2 - 0,65Х3 - 1,23Х1Х2 + 0,53Х1Х3 -

0,63Х2Х3 + 0,6Х1Х2Х3, %.

Оптимизацию проводили с помощью метода крутого восхождения. Для этого использовали математические зависимости, полученные при проведении ПФЭ. Оптимизацию химических составов проводили по наибольшей износостойкости по корунду.

Структура чугуна оптимального состава ИЧ300Х16Ф8 представлена на рис. 7. Чугун принадлежит к 5 структурному классу. В структуре присутствуют дендриты избыточных карбидов ванадия, двойная + VC и тройная + (Fe, Cr, V)7C3 + V эвтектики. Характеристики структурных составляющих в зависимости от химического состава и условий охлаждения следующие: микротвердость металлической основы 3,8–7,2 ГПа; карбидов ванадия 16,4–22,1 ГПа; комплексных карбидов хрома 14,9–15,7 ГПа. Карбиды ванадия – объемная доля 5,5–16,9%; средний размер – 6,9–11,1 мкм. Карбиды хрома – объемная доля 17,8–34,8%, средний размер – 2,4–10,3 мкм.

 

а  б

Рис. 7. Микроструктура чугуна оптимального состава,

залитого в ПГФ (а) и кокиль (б)

Фазовый состав чугуна, механические, физические и литейные  свойства чугуна ИЧ300Х16Ф8 представлены в табл.4, 5.

Таблица 4

Влияние условий охлаждения на количество мартенсита q,  аустенита q,

комплексных карбидов хрома q1 и ванадия q2,%

Сухая ПГФ

Сырая ПГФ

Кокиль

q

q

q1

q2

q

q

q1

q2

q

q

q1

q2

43,6

6,7

39,3

10,6

35,1

В чугуне оптимизированного состава также прослеживается влияние скорости охлаждения на свойства чугуна. С увеличением скорости охлаждения (заливка в кокиль) происходит повышение твердости и износостойкости. Влияет скорость охлаждения и на средний размер карбидов ванадия и карбидов хрома, с ее увеличением карбидная фаза становится более дисперсной.

Таблица 5

Механические, физические и литейные  свойства чугуна ИЧ300Х16Ф8

HRC, ед.

КИ, ед.

Температура, оС

Линейная усадка, %

Жидкотекучесть при 1400оС, мм

ликвидус

солидус

58-62,5

9,2-14,6

1295

1270

1,7

600

В пятой главе исследованы закономерности формирования структуры сплавов, оксидных слоев, распределение элементов между структурными составляющими сплава и поверхности окисления, по глубине оксидных и подоксидных слоев, износостойкости и жаростойкости в зависимости от химического состава сплава и условий охлаждения при затвердевании.

В качестве материала для изготовления литых деталей, работающих  в условиях абразивного изнашивания при нормальных и повышенных температурах, перспективным является использование белых чугунов, легированных хромом, ванадием и титаном. Для исследования чугунов, легированных хромом, ванадием и титаном был спланирован и проведен дробный факторный эксперимент типа ДФЭ4-1 при следующем изменении факторов, %: углерод – 2,8; 3,4; хром – 15,0; 20,0; ванадий – 1,0; 3,0; титан – 0,3; 0,8. Кремний и марганец в опытных чугунах находились в пределах 0,4–0,6%.

Металлографическим анализом в чугунах выявлено четыре типа структуры. Структура доэвтектических чугунов состоит из дендритов аустенита (или продуктов его распада) и аустенито-хромистокарбидной эвтектики, заэвтектических – из первичных карбидов хрома и эвтектики. В структуре эвтектических чугунов присутствует два вида эвтектик – двойная, состоящая из аустенита (или продуктов его распада) и карбида хрома, и тройная, состоящая из аустенита, карбида хрома и карбида (Ti,V)C. Также во всех образцах присутствуют мелкие и равномерно распределенные комплексные карбиды титана и ванадия.

Фазовый состав металлической основы чугунов, легированных хромом, ванадием и титаном в литом состоянии представляет собой -фазу (мартенсит – 25–85%), -фазу (аустенит – 15–75%), также в структуре присутствуют комплексный карбид (Ti,V)C и карбид хрома (Cr, Fe)7C3. 

В результате испытаний чугунов на жаростойкость было выявлено отрицательное влияние ванадия. Чугуны с максимальным содержанием ванадия (3,0%) имели рыхлую окалину и низкие показатели окалиностойкости и ростоустойчивости. В связи с этим максимальные рабочие температуры отливок из таких чугунов не должны превышать 650°С.

Исследовали хромотитановые чугуны при следующем изменении содержания элементов, %: углерод – 2,0–2,5; хром – 10,0–14,0; титан – 0,3–0,6. Кремний и марганец в опытных чугунах находилась в пределах 0,4–0,6%.

Фазовый состав металлической основы исследуемых чугунов в литом состоянии представляет собой -фазу (33–73%) и -фазу (27–67%). С увеличением скорости охлаждения при затвердевании происходит увеличение количества -фазы.

Металлическая основа хромотитановых чугунов состоит из мартенсита и аустенита, а в структуре образцов, охлажденных в ПГФ, встречаются перлитные участки, располагающиеся по границам и в объеме эвтектических колоний. Микроструктура хромотитановых чугунов состоит из дендритов аустенита (или продуктов его распада), аустенитно-хромистокарбидной эвтектики и карбидов титана.

С целью изучения поведения хромотитановых чугунов при работе в условиях повышенных температур были проведены эксперименты по определению их жаростойкости при температуре 800°С. После обработки результатов эксперимента получили адекватные математические зависимости, описывающие взаимосвязь окалиностойкости (m800, г/м2ч) и ростоустойчивости (L,%) с химическим составом хромотитановых чугунов.

m800сух = 0,037 + 0,002C - 0,01Cr + 0,004Ti + 0,003СCr +0,02CTi - 0,003CrTi;

m800сыр = 0,038 + 0,001C - 0,009Cr + 0,001Ti + 0,03CCr + 0,002CTi + 0,0015CCrTi;

m800кок = 0,037 + 0,003C - 0,008Cr + 0,003Ti + 0,002CCr – 0,002CrTi.

Lсух = 0,15 + 0,015C – 0,03Cr - 0,025Ti - 0,0025CTi;

Lсыр = 0,153 + 0,013C - 0,023Cr - 0,015Ti + 0,005CrTi. 

После испытаний на жаростойкость поверхность образцов была покрыта плотной окисной пленкой без видимых разрывов, трещин на поверхности образцов также не было обнаружено. Окалиностойкость хромотитановых чугунов составляет 0,02–0,55 г/м2ч, ростоустойчивость 0,18–0,21%. Недостаточно высокие показатели жаростойкости обусловлены деградацией структуры при температурах испытания. Проведенные исследования структуры и свойств позволяют рекомендовать применение хромотитановых чугунов для изготовления деталей оборудования, работающих в условиях абразивного изнашивания при температурах до 800°С.

Значительное повышение жаростойкости белых чугунов может быть достигнуто при легировании комплексами Cr-Mn-Ni-Ti, Cr-Mn-Ni-Al, Cr-Mn-Ni-Nb.

С целью определения оптимального содержания углерода, хрома, марганца, никеля и титана, обеспечивающего максимальную жароизносостойкость, были исследованы чугуны системы Fe-C-Cr-Mn-Ni-Ti. Для этого был спланирован и проведен дробный факторный эксперимент типа ДФЭ 25-2 .

Анализ структуры, химического  и фазового состава сплавов (1,9–2,5% С; 3,5; 5,0% Mn; 15,0; 19,0% Cr; 0,4–1,0% Ni; 0,2–0,6% Ti) показал, что все они содержат три фазы: -твердый раствор легирующих элементов в железе, оксикарбонитриды титана и комплексные карбиды (Fe, Cr, Mn)7С3. Сплавы  являются доэвтектическими, после завершения кристаллизации во всех типах форм в них формируется структура, состоящая из избыточных дендритов аустенита, карбидов титана TiC и аустенитохромистокарбидной эвтектики +(Fe, Cr, Mn)7С3.

Методами микрорентгеноспектрального анализа и рентгеновского картирования было определено распределение элементов в локальных участках окисленной поверхности (рис. 8) и оксидных пленок чугунов.

Первичная литая структура чугунов при одном и том же химическом составе сильно влияет на строение оксидных слоев. При этом обнаруживается эффект наследования от первичной литой структуры чугуна строения оксидных слоев, (участок 1 соответствует эвтектике; 2 – дендритам аустенита; 3 – карбиду TiC); эффект наследования состава оксидной пленки в зависимости от распределения легирующих элементов в поверхностном слое чугунов (см. рис. 8); явление влияния частиц карбидов на рост оксидного слоя чугунов. Таким образом, окалиностойкость зависит не только от химического состава сплава, но и от особенностей его структуры (литье в кокиль и ПГФ), т.к. изменение скорости охлаждения при затвердевании влияет на количество и плотность эвтектики, химический состав металлической основы, карбидов и эвтектики.

Рис. 8. Микроструктура поверхности оксидного слоя и МСКА фрагментов полей зрения, масс. %: 1 – Ti – 0,48; Cr – 25,84; Mn – 21,98; Fe – 15,39; 2 – Ti – 0,19;

Cr – 16,06; Mn – 27,49; Fe – 14,01; 3 – Ti – 39,6; Cr – 1,6; Mn – 4,1; Fe – 1,55

Исследовали химический состав оксидных и подоксидных слоев. Распределение элементов по глубине слоев определяется составом сплава и условиями охлаждения. Например, при содержании в чугуне 15% хрома в оксидном слое его около 15%. На поверхности таких чугунов формируется неплотная рыхлая оксидная пленка, что приводит к увеличению общей толщины оксидных слоев до 60-90 мкм (рис. 9 а, б) и снижению окалиностойкости (m800 = 0,039 г/м2·ч). При содержании хрома в сплаве 19% в оксидной пленке его концентрация до 35%. В результате на поверхности образуется плотная сплошная оксидная пленка, толщина пленки уменьшается до 0,7-10,0 мкм (рис. 9 в, г), увеличивается окалиностойкость (m800 = 0,013-0,014 0,039 г/м2·ч).

 

а  б

 

в г

Рис. 9. Структура окисленной поверхности (а, б) и оксидных слоев (в, г)

Оксидная пленка состоит из двух слоев (см. рис. 9 б, г). Наружный слой представляет собой оксид типа Ме2О3, внутренний – фаза типа Ме3О4. Металлическая часть оксидов кроме железа содержит также хром, марганец, никель. Внешний слой обогащен марганцем до 25-35%, внутренний хромом – до 35%.

В металлической основе результате выдержки при 8000С образовались частицы карбидов М23С6, ростоустойчивость чугунов составляет  0,16-0,42%.

Оптимизацию химического состава проводили с помощью метода крутого восхождения. Для этого использовали математические зависимости, полученные при проведении ДФЭ. Оптимизацию химических составов проводили по наибольшей износостойкости, окалиностойкости и ростоустойчивости.

Оптимальный состав жароизносостойкого хромомарганцевого чугуна  будет следующим,  масс. %: 2,1–2,2  C; 4,5–5,0 Mn; 18,0–19,0 Cr; 1,0–1,2 Ni; 0,4–0,5 Ti. При этом оптимальный состав должен содержать технологическую добавку Si 0,4–0,6%. Микроструктура чугуна оптимального состава представлена на рис. 10.

При увеличении скорости охлаждения изменяется химический состав фаз. В металлической основе увеличивается содержание хрома и марганца на 0,5–1,0%, снижается содержание никеля от 1,15 (в ПГФ) до 0,93% и  железа примерно на 2,0%. В карбидах понижается содержание хрома от 52,5 до 41,6%, содержание марганца и железа возрастает.

Результаты количественного анализа карбидной фазы представлены в табл. 6.

а б

Рис. 10. Микрофотографии чугуна оптимального состава,

залитого в ПГФ (а) и кокиль (б)

С увеличением скорости охлаждения (заливка в кокиль) происходит повышение твердости и износостойкости. Это можно объяснить тем, что растет дисперсность и объемная доля аустенитохромистокарбидной эвтектики,  объемная доля карбидов в эвтектике увеличивается.

Таблица 6

Количественный анализ комплексных карбидов (Fe, Cr, Mn)7С3

Образец

Тип

формы

Объёмная доля НВ, VV,%

Длина включений, L, мкм

Площадь включений, А, мкм2

Расстояние между НВ, мкм

опт

сух

25

4,7

16

8,6

сыр

22

4,8

15

9,0

кок

31

2,5

4,5

3,7

Влияние скорости охлаждения на окалиностойкость и ростоустойчивость незначительно (табл. 7).

Таблица 7

Свойства чугуна оптимального состава

Образец

Ки, ед.

HRC, ед.

m, г/м2ч

L, %

опт

4,5/4,8/5,0*

48/51/53

0,08/0,1/0,07

0,16/0,17

* - сухая ПГФ/сырая ПГФ/кокиль

Дальнейшего повышения свойств нового состава чугунов добивались за счет дополнительного его легирования ниобием и алюминием в количестве от 1,0 до 3,0% каждого в отдельности и совместно.

Фазовый состав чугунов представляет собой -фазу (феррит) и -фазу (аустенит), комплексные карбиды типа М7С3 и карбиды типа МC. Структура состоит из избыточных дендритов твердого раствора, карбидов (Nb,Ti)C и эвтектики.

Одновременному повышению износо- и жаростойкости алюминий и ниобий в отдельности не способствуют. Поэтому легирование алюминием или ниобием определятся тем, какое специальное свойство превалирует при эксплуатации отливок из данных чугунов.

Результаты исследования совместного влияния алюминия и ниобия на структуру и свойства  чугуна из нового состава показало положительное влияние этих элементов на структуру и весь комплекс свойств. Совместное легирование этими элементами способствует одновременному повышению жаростойкости и износостойкости. Износостойкость растет за счет увеличения доли карбидной фазы высокой твердости (Nb,Ti)C. Алюминий входит в состав оксидных пленок, повышает их защитные свойства и, как следствие, окалиностойкость сплава. Легирование ниобием вызывает вторичное твердение в литейной форме, при охлаждении в твердом состоянии образуются дисперсные частицы карбидов М7С3, в результате при температурах испытания не происходит деградации структуры, ростоустойчивость увеличивается.

Исследовано влияние содержания ниобия и алюминия, влияние скорости охлаждения на структуру, фазовый и химический состав оксидных слоев, износостойкость и жаростойкость чугунов. Установлены оптимальные содержания углерода и легирующих элементов для повышения механических и специальных свойств белого жароизносостойкого хромистого чугуна.

На  основе полученных результатов разработан жароизносостойкий состав чугуна при следующем соотношении компонентов, масс.%: 2,1–2,2  C; 4,5 Mn; 18,0  Cr; 2,0 Al; 1,5 Nb; 1,2 Ni; 0,5 Ti;  0,4–0,6 Si  (ИЧ220Х18Г4Ю2Б2НТ).

Износостойкость у этого чугуна повысилась в 1,2 раза по сравнению с ИЧ220Х18Г4НТ, а окалиностойкость в 2 раза, показатель ростоустойчивости равен нулю для чугунов, залитых в сухую ПГФ.

Изучение структур сплавов исследованных систем показало, что достаточное легирование и изменение условий охлаждения при затвердевании обеспечивают формирование различных сочетаний двойных и тройных эвтектик с различным взаимным расположением металлической основы и упрочняющей фазы. Примером полностью инвертированной эвтектической композицией является аустенитно-ванадиевокарбидная эвтектика в сплавах систем Fe-V-C и Fe-V-C-Cu-Ti-B. Частично инвертированную двойную и тройную эвтектики + Cr7C3 и + Fe7C3 + VC можно получить в сплавах системы Fe-C-V-Cr, Fe-C-Cr-Mn-Ni-Ti, Fe-C-Cr-Mn-Ni-Al, Fe-C-Cr-Mn-Ni-Nb.

В зависимости от химического состава в сплавах систем Fe-V-C и Fe-V-C-Cu-Ti-B формируются следующие типы структур сплавов:

- доэвтектическая, состоящая из дендритов аустенита (или продуктов его распада) и двойной эвтектики + VC;

- полностью инвертированная структура эвтектики + VC;

- структура, состоящая из двух эвтектик + VC и + Fe3C + VC;

- структура, состоящая из избыточных карбидов VC и двух эвтектик + VC и + Fe3C + VC.

Структура металлической основы чугунов определяется условиями охлаждения – перлит различной дисперсности; трооститно-мартенситная; бейнитно-мартенситная и мартеситно-аустенитная.

Форма избыточных карбидов VC – дендритная, «трефы» и др.

По количеству и морфологии фаз, образующих эвтектики, двойная + VC (с волокнистыми или компактными (зернистыми) карбидами ванадия) и тройная ледебуритоподобная эвтектика + Fe3C + VC.

В сплавах системы Fe-C-V-Cr выявлены следующие типы структур сплавов (структурные классы):

1- доэвтектическая, состоящая из избыточных дендритов аустенита (или продуктов его распада) и тройной эвтектики + (Fe, Cr, V)7C3 + VC;

2 - структура, состоящая из двух эвтектик + VC и + (Fe, Cr, V)7C3 + VC;

3 - структура, состоящая из двух эвтектик + (Fe, Cr, V)7C3 и + (Fe, Cr, V)7C3 + VC;

4 - структура, состоящая из предэвтектических карбидов VC и эвтектик  + (Fe, Cr, V)7C3 и  + (Fe, Cr, V)7C3 + VC;

5 - структура, состоящая из избыточных карбидов VC (или карбидов (Fe, Cr, V)7C3) и эвтектик + VC, + (Fe, Cr, V)7C3 + V.

Морфология эвтектик: эвтектики + (Fe, Cr, V)7C3 и  + (Fe, Cr, V)7C3 + VC в поперечном сечении имеют форму розетки, а в продольном – веера; эвтектика + VC сферолитной формы.

Морфология фаз, образующих эвтектики: VC – бизкая к шаровидной (зернистая) и волокнистая; карбиды (Fe, Cr, V)7C3 в виде стержней.

Форма первичных карбидов VC дендритная, шаровидная. Структура металлической основы мартенситно-аустенитная.

Сплавы системы Fe-C-Cr-Ti. Металлическая основа хромотитановых чугунов состоит из мартенсита и аустенита, а в структуре образцов, охлажденных в ПГФ, встречаются перлитные участки, располагающиеся по границам и в объеме эвтектических колоний. С увеличением скорости охлаждения диффузионный распад аустенита подавляется. Микроструктура хромотитановых чугунов состоит из дендритов аустенита (или продуктов его распада), аустенито-хромистокарбидной эвтектики и карбидов титана.

Сплавы системы Fe-C-Cr-V-Ti Металлографическим анализом в чугунах выявлено четыре типа структуры:

- структура доэвтектических чугунов состоит из дендритов аустенита и аустенито-хромистокарбидной эвтектики;

- заэвтектическая - из первичных карбидов хрома и эвтектики;

- в эвтектических чугунах присутствует два вида эвтектик – двойная, состоящая из аустенита (или продуктов его распада) и карбида хрома, и тройная, состоящая из аустенита, карбида хрома и карбида (Ti,V)C.

Структура металлической основы мартенситно-аустенитная. Также во всех образцах присутствуют мелкие и равномерно распределенные комплексные карбиды титана и ванадия.

Сплавы систем Fe-C-Cr-Mn-Ni-Ti, Fe-C-Cr-Mn-Ni-Al. Структура чугунов после охлаждения во всех типах форм доэвтектическая, состоящая из дендритов аустенита, двойной эвтектики + (Fe, Cr, Mn )7C3 и оксикарбонитридов титана. Структура металлической основы аустенитная, аустенитно-ферритная.

Сплавы системы Fe-C-Cr-Mn-Ni-Nb. Структура состоит из избыточных комплексных карбидов ниобия (Nb, Ti)С, дендритов аустенита, двойной эвтектики + (Fe, Cr, Mn )7C3 и вторичных карбидов (Fe, Cr, Mn )7C3. Структура металлической основы аустенитная, аустенитно-ферритная.

В результате анализа влияния химического состава и условий охлаждения на типы структур для каждой системы сплавов в исследуемых концентрационных интервалах установлены закономерности строения избыточных фаз, эвтектических композиций и металлической основы, что позволило предложить классификацию по следующим признакам:

- по типу металлической матрицы: ферритные, перлитные, бейнитные, аустенитные, перлито-ферритные, мартенситно-аустенитные, мартенситно-бейнитные, мартенситно-трооститные, мартенситно-ферритные, ферритно-аустенитные;

- по типу эвтектики:

• с эвтектикой ледебурит – +цементит (Fe3C);

• с эвтектикой +карбиды типа M7C3;

• с эвтектикой +карбиды типа МС, например, VC;

• с эвтектикой + М7СЗ и МС, например, (Fe,Cr)7C3 и VC, и др.;

- по количеству эвтектик и фаз, образующих ее:

• чугуны с одной двойной эвтектикой

• двойной и тройной эвтектиками (+МС и +МС+ М3С; +МС и +МС+ М7С3, + М7С3 и +МС+ М7С3)

• двумя двойными и тройной эвтектиками ( +M3C, + М7С3, + М7С3 +МС) и др.

- по морфологии эвтектики:

- эвтектика + VC сферолитной формы;

- эвтектики + (Fe, Cr, )7C3 и + (Fe, Cr, V)7C3 + VC, имеющие  поперечном сечении имеют форму розетки, а в продольном - веера.;

- ледебуритоподобная эвтектика + Fe3 C + VC.

- по морфологии фаз, образующих эвтектику:

• разветвленная (волокнистая ( +VC));

• компактная (зернистая( +VC));

• стержневая ( + Сг7С3).

В шестой главе исследовано влияние термической обработки на изменение фазового состава, твердости, способности к фрикционному упрочнению и абразивной износостойкости комплексно-легированных белых чугунов. Изучено влияние первичной литой структуры на особенности формирования структуры и свойств чугунов в процессе термической обработки. Исследования проводили на оптимизированных составах сплавов систем Fe-C-V, Fe-C-V-Cr, Fe-C-Cr-Ti, Fe-C-Cr-Ti-V.

Основное назначение термической обработки ванадиевых чугунов состоит в том, чтобы добиться получения мартенситно-аустенитной металлической основы с нестабильным аустенитом.

Образцы из исследуемых чугунов подвергали закалке и нормализации в интервале температур 780–100 0С. Изучали влияние времени аустенитизации – 15, 30, 45 и 60 мин. Отпуск проводили при температурах от 50 до 2500С.

При нагреве под закалку происходит старение аустенита, выделяются дисперсные карбиды ванадия по форме, близкой у шаровидной (рис. 10, а), размером 1-3 мкм, расстояние между карбидами 2-5 мкм. Старение обеспечивает эффект сильного вторичного твердения и рост износостойкости по корунду и периклазу.

При увеличении температуры нагрева и времени аустенитизации структура матрицы чугунов изменяется от мартенситной (мартенсит скрытоигольчатый) (см. рис. 10, а)  до мартенситно-аустенитной (мартенсит крупноигольчатый линзовидный) (рис. 10, б), происходит рост вторичных карбидов и количества аустенита от 10 до 60%. Эти изменения снижают твердость чугунов и  микротвердость металлической основы.

а  б

Рис. 10. Микроструктура ванадиевого чугуна после закалки

от 8500С (а) и 9500С (б),  х 500

Наивысшей износостойкостью при изнашивании по механизму микрорезания (корундом) обладают чугуны с преимущественно мартенситной структурой, а  по механизму пластического оттеснения (периклозам) – с аустенитно-мартенситной структурой. Максимальная износостойкость ванадиевых чугунов по корунду соответствует закалке от 8300С, по периклазу – после закалки от 9500С.

При нормализации также происходит старение, аустенит обедняется углеродом и ванадием, дисперсность продуктов распада аустенита (перлита) снижается. Проведение нормализации незначительно влияет на износостойкость чугунов.

Способность ванадиевых чугунов к фрикционному упрочнению оценивалась по изменению микротвердости и фазового состава поверхностных слоев. Структура металлической основы после закалки от 8500С состоит из 13% аустенита и 87% мартенсита. При изнашивании корундом и периклазом происходит наклеп мартенсита, увеличивается ширина рентгеновских линий в 1,7 раза, деформационного мартенситного превращения не наблюдается.

В чугунах после закалки от 9500С при изнашивании корундом и периклазом аустенит является метастабильным: в поверхностном слое толщиной 5-10 мкм происходит частичный распад аустенита (в зависимости от химического состава и вида термической обработки распадается до 25% аустенита). При изнашивании периклазом происходит релаксация напряжений при превращении (уменьшается ширина рентгеновских линий (110) и (111)). Изнашивание корундом увеличивает наклеп основы, ширина рентгеновских линий возрастает в 1,5 раза, микротвердость поверхности износа повышается в 1,7-1,8 раза. Микротвердость при изнашивании периклазом возрастает в 1,4 раза.

Отсутствие деформационного мартенситного превращения аустенита в чугунах, закаленных от 8300С, и образование мартенсита деформации при изнашивании чугунов после закалки от 9500С можно объяснить тем, что в структуре с преобладанием метастабильного аустенита облегчается образование мартенсита деформации, чем в присутствии большого количества мартенсита охлаждения.

Оценка характера износа показала, что при изнашивании корундом развиваются явления микрорезания (рис. 11, а). При изнашивании периклазом преимущественным видом изнашивания является пластическое оттеснение микрообъемов поверхности с развитием явлений усталостного разрушения (рис. 11, б).

 

а б

Рис. 11. Микроструктура поверхности при изнашивании корундом (а)

и периклазом (б), х 500

При изнашивании заэвтектических чугунов крупные карбиды ванадия теряют связь с матрицей и вытесняются на поверхность изнашивания (см. рис. 11, б). Такие частицы играют роль абразива и оставляют царапины в направлении трения. Царапины и микрополости, возникающие в металлической матрице при нарушении ее связи с карбидными частицами, снижают сопротивление разрушению поверхностного слоя исследуемых образцов.

Влияние температуры отпуска. Износостойкость по корунду и периклазу возрастает только до температур отпуска 150-1800С. Низкий отпуск закаленных ванадиевых чугунов приводит к снижению внутренних напряжений (уменьшается физическая ширина рентгеновских линий (110) и (111)) и выделению -карбидов. Пластины -карбидов эффективно блокируют системы скольжения в решетке -твердого раствора, что приводит к дополнительному упрочнению и росту износостойкости по корунду и периклазу. При температуре 200-2500С в структуре чугуна появляется цементит, износостойкость по корунду и периклазу снижается.

Термическая обработка ванадиевых чугунов на мартенситную или мартенситно-аустенитную структуру матрицы повышает износостойкость по корунду в 2,0–2,5 раза, по периклазу в 1,3–1,5 раза. Последующий низкий отпуск приводит к росту износостойкости в 1,5–2,0 раза.

Исследования влияния термической обработки на структуру и свойства сплавов системы Fe-C-V-Cr, Fe-C-Cr-Ti, Fe-C-Cr-Ti-V проводили на чугунах первого и пятого структурных классов.

С помощью дилатометрического и термографического методов были определены температуры фазовых превращений: температура образования и роста в мартенсите частиц специальных карбидов (Fe, Cr, V)23C6, (Fe, Cr, V)7C3 и VC, температуры начала и конца образования аустенита. Назначены и проведены различные виды и режимы термической обработки.

Для оптимизированных составов чугунов 1 структурного класса (структура в литом состоянии состоит из дендритов аустенита (или продуктов его распада) и эвтектики + (Fe, Cr, V)7C3 + V) и для чугунов 5 структурного класса (структура состоит из избыточных карбидов VC и эвтектик + VC, + (Fe, Cr, V)7C3 + V) были проведены следующие виды термической обработки: отпуск литых образцов в интервале температур 150–600С через каждые 150С, закалка, ступенчатая закалка в соляной ванне и нормализация в диапазоне 850–1100С через каждые 50С с низким отпуском.

Установлено, что форма, размеры, взаимное расположение избыточных и эвтектических карбидов (Fe, Cr, V)7C3 и VC практически не изменяются при термической обработке.

В легированных чугунах отпуск мартенсита сопровождается выделением дисперсных частиц специальных карбидов, изменением состава и структуры карбидов, а также коагуляцией их частиц по мере повышения температуры отпуска. Поскольку добавки хрома существенно уменьшают коэффициент диффузии углерода, то все стадии отпуска смещаются к более высоким температурам. Как известно, диффузия элементов замещения в железе замедленна, хром заметно диффундирует в -железе лишь выше 6000С. Температуры образования специальных карбидов в зависимости от химического состава сплава и условий охлаждения, которые определяют степень легированности металлической основы, составляют 577–6540С.

При нагреве литых образцов до температуры 600С проявляются эффекты отпуска мартенсита и распада остаточного аустенита, снижается уровень внутренних напряжений. Твердость и износостойкость увеличиваются.

При нагреве до температур аустенитизации, а также и при непрерывном и ступенчатом охлаждении происходит старение аустенита. В структуре чугунов 1 структурного класса при распаде образуются мелкодисперсные комплексные вторичные карбиды хрома пластинчатой формы (рис. 12, б). В чугунах со структурой 5 типа образуются карбиды (Fe, Cr, V)23C6, (Fe, Cr, V)7C3 пластинчатой  и карбиды VC шаровидной формы (рис. 12, б, в). Частицы карбидной фазы существенно увеличивают сопротивление сдвигу, что приводит к росту износостойкости по корунду и  периклазу.

 

а б

 

в  г

Рис. 12. Микрофотографии чугунов в литом состоянии (а)

и после нормализации от температур 950 (б, в) и 10000С (г)

Старение понижает мартенситную точку Мн вследствие термической стабилизации аустенита. Это повышает сопротивление сдвигу в аустените и затрудняет превращение его в мартенсит. Эффект термической стабилизации зависит от скорости охлаждения. Чем она выше, тем в меньшей мере получает развитие стабилизация, что приводит к уменьшению количества остаточного аустенита (табл. 8).

Таблица 8

Влияние вида термической обработки чугуна марки 300Х18Ф3 на микротвердость,

физическое уширение рентгеновских линий, количество мартенсита и аустенита

Вид термообработки

Н50,

МПа

(111),

мрад

(110),

мрад

q,

%

q,

%

Закалка 9200С

6044

5,4

7,4

25

75

Нормализация 9200С

6123

6,5

6,5

34

66

Ступенчатая закалка 920-3000С

6506

6,7

6,5

37

63

Закалка 9200С+ отпуск 1800С

6103

5.8

5,8

28

72

Нормализация 9200С+отпуск 1800С

6180

6,9

4,3

30

70

Ступенчатая закалка 9200С+ отпуск 1800С

6550

6,8

5,0

35

65

С повышением температуры нагрева происходит растворение вторичных карбидов в приграничных с эвтектикой и их коалесценция в центральных объемах аустенитных зерен (рис. 12, г).

По мере растворения карбидов при повышении температуры нагрева до 11500С увеличивается количество аустенита и его стабильность. Количество мартенсита деформации на рабочей поверхности после испытания на изнашивание снижается, уменьшается и степень упрочнения поверхности. Эти изменения снижают микротвердость металлической основы, твердость и износостойкость чугунов.

Последующий отпуск при температуре 150–1800С значительно повышает износостойкость чугунов. Рост износостойкости происходит за счет релаксации напряжений (уменьшается физическая ширина рентгеновских линий (110) и (111)) (см. табл. 8).

Способность хромованадиевых чугунов к фрикционному упрочнению оценивалась по изменению микротвердости и фазового состава поверхностных слоев. Как при изнашивании корундом, так и периклазом аустенит является метастабильным: в поверхностном слое толщиной 5–10 мкм происходит частичный распад аустенита, в зависимости от вида термической обработки распадается до 14–21% аустенита (табл. 9).

При изнашивании периклазом происходит релаксация напряжений при превращении (уменьшается ширина рентгеновских линий (110) и (111)). Изнашивание корундом увеличивает наклеп основы, ширина рентгеновских линий увеличивается в 1,2–1,5 раза (см. табл. 9), микротвердость поверхности износа растет в 1,8–2,0 раза. Микротвердость при изнашивании периклазом возрастает в 1,7 раза. При изнашивании периклазом релаксация напряжений при превращении препятствует перенаклепу аустенита и обеспечивает более длительное сохранение запаса пластичности у аустенитной матрицы.

Таблица 9

Влияние вида термической обработки чугуна марки 300Х18Ф3 на износостойкость

по корунду Кк и периклазу Кп, физическое уширение рентгеновских линий

(111) аустенита и мартенсита (110), количества мартенсита q и аустенита q

Обработка

Кк, ед.

Кп, ед.

q,%

q,%

(110) , мрад

(111) , мрад

Нормализация 8000С

10,7

44,0

100

0

6,0

7,1

Нормализация 9500С

10,4

72,0

79

21

5,45

7,45

То же + износ  периклазом

82

18

5,3

7,6

То же + износ  корундом

82

18

6,9

8,4

Нормализация 10000С

9,0

44,5

54

46

8,9

6.9

То же + износ периклазом

63

37

7,45

6,2

То же + износ корундом

64

36

10,5

10,2

В работе показано, что особенности формирования структуры в процессе термической обработки определяются первичной литой структурой. Например, повышение скорости охлаждения при затвердевании сопоставимо с повышением температуры аустенитизации. При заливке в кокиль увеличивается степень легированности твердого раствора, что при последующем нагреве обеспечивает более значительный эффект дисперсионного твердения. Поэтому сплавы, отлитые в кокиль без термической обработки, превосходят по износостойкости сплавы того же состава, залитые в ПГФ и подвергнутые закалке. Этот факт можно использовать при разработке технологий изготовления отливок с различной толщиной стенок из одного и того же состава чугуна, рекомендуя тот или иной тип формы, или режим термической обработки.

Чугуны первого структурного класса марки ИЧ300Ч18Ф3 не требуют сложной термической обработки (нормализация от 900-9500С и низкий отпуск) и могут быть использованы в литом состоянии.

Для чугуна пятого структурного класса марки ИЧ300Х16Ф8 достаточно отпуска при температуре 400–450С. Это возможно благодаря высоким исходным свойствам чугунов в литом состоянии, достигаемым за счет оптимально подобранного легирования.

В седьмой главе приведены результаты опытно-промышленного апробирования и внедрения новых составов белых комплексно-легированных чугунов исследованных систем в производство отливок.

Чугун марки ИЧ300Ф7ДТР был апробирован и внедрен в производство для изготовления отливок деталей насосов (рабочих колес), работающих в условиях абразивного износа, и отливок типа тройник для печи непрерывной разгонки смолы коксохимического производства в системе трубопроводов.

Изготовление отливок осуществляли в отделении мелкого литья ОАО «Баймакского машиностроительного завода». Было изготовлено 10 отливок рабочих колёс для насоса марки 8ГрК-8 массой 60 кг и  50 отливок тройников массой 65 кг, толщиной стенки 20 мм и внутренним диаметром 125 мм. Отливки прошли производственные испытания в условиях ОАО «Учалинский горно-обогатительный комбинат» (рабочие колеса) и коксохимическом производстве ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат» в цехе переработки химических продуктов в системе трубопроводов на печи непрерывной разгонки смолы (тройники).

Сравнения полученных значений стойкости отливок из нового состава чугуна показало, что он в 1,5 - 1,7 раза превосходит стойкость отливок  деталей насосов из ИЧХ28Н2 и в 3 - 5 раз стойкость отливок «тройник» из стали 10Х18Н9ТЛ, что подтверждено актами испытаний и внедрения с годовым экономическим эффектом более 200 тыс. рублей (в ценах 2002 г.).

Для  изготовления отливок подбоек шпалоподбивочной машины использовали чугун марки ИЧ300Х18Ф3. Отливки подбоек испытывали в литом состоянии. Производственные испытания, проведенные в мае – сентябре 2002 г. на Южно-Уральской железной дороге, показали, что стойкость подбоек для шпалоподбивочной машины Дуоматик 09-32 из предложенных сплавов в 1,2–1,4 раза выше, по сравнению с базовыми и составила 70 километров подбитого пути, а стоимость экспериментальных подбоек в 2–-2,5 раз ниже.

Чугун марки ИЧ300Х16Ф3 был апробирован и внедрен в производство для изготовления отливок деталей «лопасть» бетоносмесителя марки СБ-138Б для приготовления бетона. Отливки «лопасть» работают в условиях безударного абразивного износа. Ранее эти отливки изготавливали из стали 110Г13.

Применение нового состава чугуна для данного типа отливок увеличило срок их службы в среднем в 1,8 раза, ожидаемый экономический  эффект  270 тыс. рублей (в ценах 2009 г.).

Из чугуна марки ИЧ310Х24М2Ф4ТР была изготовлена опытная партия отливок для детали «шайба валковая». Отливку шайб проводили в условиях литейной лаборатории ФГБОУ ВПО «МГТУ им. Г.И. Носова».

«Шайбы валковые» массой 9,5 кг прошли промышленные испытания в сортовом цехе ОАО «ММК» на мелкосортно-проволочном стане. Сравнение проводили с шайбами производства Германии HDW – 5, изготовленными методом порошковой металлургии с использованием порошков карбидов вольфрама. При этом было установлено, что опытные шайбы прокатали порядка 185 т проволоки, в то время как импортные шайбы прокатывают в среднем 250 т проволоки. Таким образом, стойкость литых деталей составила 74% от стойкости шайб HDW – 5, но при этом стоимость отливок из предложенного чугуна в несколько раз ниже, чем твердосплавных.

Из другого предложенного чугуна марки ИЧ300Х16Ф8 были отлиты отливки типа «колено», которые используются на коксохимическом производстве в цехе подготовки химических продуктов в системе трубопроводов.  «Колено» имеет массу 44,7 кг, толщину стенки в среднем 25 мм и внутренний диаметр 125 мм. В отделении мелкого литья ОАО «Баймакский машиностроительный завод» была сделана опытная партия отливок для детали «колено». Ранее эти отливки изготавливали из стали 10Х18Н9ТЛ. Отливки «колено» работают при температуре до 400С и давлении до 2 МПа. Применение нового состава чугуна для данного типа отливок увеличило срок их службы в среднем более 4 раз и позволило получить годовой экономический эффект более 250 тыс. руб (в ценах 2004 г.).

Для изготовления броневых плит желобов агломерационных машин в условиях горно-обогатительного производства ОАО «ММК» использовали чугун марки ИЧ280Х16Ф3Т. Механическая обработка полученных изделий не проводилась, т.к.  при отливке удается получить изделие нужной конфигурации и с качеством поверхности, удовлетворяющим требованиям горно-обогатительного производства ОАО «ММК». В случае необходимости проведения механической обработки отливок, технологическим процессом предусмотрена смягчающая термическая обработка. по следующим режимам:

- нагрев до 950–1000°С, выдержка 1 час, охлаждение вместе с печью до 750 °С, выдержка 1 час, охлаждение до 650 °С, выдержка 1 час, охлаждение до 100 - 150 °С вместе с печью, а затем на воздухе до комнатной температуры;

- нагрев до 950–1000°С, охлаждение с печью до 150–200°С, повторный нагрев до 700°С с выдержкой 1 час и охлаждение вместе с печью до 150–200°С, а затем охлаждение на воздухе до комнатной температуры.

Отливки броневых плит желобов агломерационных машин из оптимизированных составов износостойких чугунов, легированных хромом, ванадием и титаном успешно прошли испытания на агломерационной машине № 8 горно-обогатительного производства ОАО «ММК». Срок службы броневых плит из предложенных чугунов в 1,5–1,75 раза больше базовых и составил 12–14 месяцев. Стоимость опытных броневых плит желобов агломерационных машин на 10% выше используемых.

Из чугуна ИЧ220Х16Г4НТ в отделении мелкого литья ОАО "Баймакский машиностроительный завод" республики Башкортостан (г. Баймак) была изготовлена опытная партия колосников для грохотов агломерационных машин в количестве 10 тонн годных отливок.

Эксплуатационная стойкость новых колосников 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 – 0 мм. За период эксплуатации экспериментальные колосники на грохоте выделили возврата из более 300 тыс. т  горячего агломерата. Годовой экономический эффект на стоимости колосников составил более 2,2 млн. руб. в год (в ценах 2004 г.).

В условиях ООО «Буруктальский металлургический завод» (г. Светлый) проводились производственные испытания экспериментальной брони желоба агломерата, изготовленной из чугуна ИЧ220Х18Г4Ю2Б2НТ. Опытная деталь была установлена на агломерационную машину для проведения испытаний. Проведенными испытаниями установлено, что к моменту планового ремонта агломерационной машины брони из ранее применяемых сплавов имеют сквозные дыры диаметром до 190 мм, а бронь, изготовленная из чугуна ИЧ220Х18Г4Ю2Б2НТ, оказалась более стойкой к износу при высоких температурах. При этом при начальной толщине брони 100 мм износ (прогар) составлял не более 45 мм в глубину.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Установлены закономерности влияния химического состава, температурных режимов охлаждения металла в литейной форме на структуры металлической основы, карбидной фазы, морфологию, химический состав эвтектических композиций, механические свойства, износостойкость и жаростойкость КЛБЧ различных структурных классов.

2. Исследованы новые КЛБЧ, которые по условиям эксплуатации можно разделить на следующие группы:1) КЛБЧ, эксплуатируемые только в условиях абразивного изнашивания (сплавы систем Fe-C-V, Fe-C-V-Cr, Fe-C-V-Cu-Ti-B); 2) КЛБЧ, эксплуатируемые при температурах (до 400-6000С)  в условиях абразивного изнашивания (сплавы систем Fe-C-Cr-Ti-V); 3) КЛБЧ, эксплуатируемые при одновременном воздействии высоких температур (до 8000С)  и абразивной среды (сплавы систем Fe-C-Cr-Mn-Ni-Ti, Fe-C-Cr-Mn-Ni-Ti-Al, Fe-C-Cr-Mn-Ni- Ti –Nb).

3. Определены математические зависимости между свойствами КЛБЧ (Ки, Кп, Н50, HRC, L, m, в), параметрами микроструктуры КЛБЧ и фазовым, химическим составом сплавов, карбидной фазы, эвтектик и условиями охлаждения в форме и оптимальные составы для различных условий изнашивания.

4. Определены концентрационные интервалы (базовый состав сплава) по углероду и ванадию (2,6–3,0% С и 5,0–8,0% V), обеспечивающие максимальную износостойкость ванадиевых чугунов в различных условиях абразивного изнашивания. Одновременно достичь достаточно высокой износостойкости и полностью инвертированной структуры чугунов с базовой композицией Fe–V невозможно при легировании одним ванадием вследствие неполной инверсии эвтектики и формирования перлитной структуры металлической основы.

При увеличении скорости охлаждения (литье в кокиль) при одном и том же составе сплава происходит снижение критической концентрации ванадия при сохранении инвертированной структуры эвтектики (от 7% до 5% V). Наиболее высокие значения прочности, твёрдости и износостойкости получаются также у сплавов, залитых в кокиль. Учитывая этот факт и зная характеристики отливок (масса, толщина стенки, габаритные размеры) и тип формы, можно регулировать содержание ванадия и углерода в сплаве и получать требуемые свойства. Это позволяет более широко использовать белые ванадиевые чугуны для производства отливок.

5. Дополнительное легирование ванадиевых чугунов Ti, Cu, B и увеличение скорости охлаждения при затвердевании (заливка в кокиль) значительно сокращает (вплоть до исчезновения) количество ледебурита, увеличивает объемную долю карбидов VC и (Ti,V)C  (в 2–3 раза). Структура металлической основы изменятся от перлитной (ПГФ) до мартенситно-аустенитной (кокиль). Вследствие этого износостойкость комплексно-легированных чугунов по периклазу повышается в 1,5–2,0 раза по периклазу и 2–4 раза по корунду. В зависимости от условий охлаждения в форме изменяются концентрационные интервалы C,V, Ti, Cu, B, обеспечивающие одинаковый уровень механических свойств и износостойкости.

По результатам исследования определены типы эвтектик и структур чугунов с базовой композицией Fe-V в зависимости от химического состава и скорости охлаждения.

Предложены оптимальные для различных условий изнашивания составы комплексно-легированных ванадиевых чугунов, масс.%: - по механизму микрорезания – 2,8–3,0 углерода; 6,7–7,4 ванадия; 0,03–0,02% бора; 1,0–1,2 меди; 0,3–0,4 титана; - по механизму пластического оттеснения – 2,8–3,0 углерода; 5,0–6,5 ванадия; 1,0–1,2 меди; 0,01–0,03 бора; 0,30–0,45 титана.

6. В чугунах с базовой композицией Fe-Cr-V образуются две двойных эвтектики + VC, + (Fe, Cr, V)7C3 и тройная + (Fe, Cr, V)7C3 + VC. Металлическая основа состоит из аустенита и мартенсита, соотношение этих фаз, состав карбидов и металлической основы зависят от химического состава сплава и типа литейной формы. Например, карбиды (Fe, Cr, V)7C3 содержат 26,0–48,0%  железа, 41,0–52,0% хрома, 9,0–22,0% ванадия, карбид  ванадия ограниченно растворяет железо (до 2,0–5,0%), несколько больше – хром (8,0–16,0%).

Износостойкость хромованадиевых чугунов зависит от микротвердости металлической основы, объема карбидной фазы, доли аустенита и его метастабильности по отношению к деформационному мартенситному превращению.

7. В зависимости от состава хромованадиевых чугунов формируются 5 типов структур сплавов (структурных классов). Изучены особенности формирования структуры и свойств чугунов всех структурных классов. Определен оптимальный для изнашивания по корунду состав хромованадиевого чугуна. Чугун ИЧ300Х16Ф8 принадлежит к 5 структурному классу. В структуре присутствуют дендриты избыточных карбидов ванадия, двойная + VC и тройная + (Fe, Cr, V)7C3 + V эвтектики. Характеристики структурных составляющих в зависимости от химического состава и условий охлаждения следующие: микротвердость металлической основы 3,8–7,2 ГПа; карбидов ванадия 16,4–22,1 ГПа; комплексных карбидов хрома 14,9–15,7 ГПа. Карбиды ванадия – объемная доля 5,5–16,9%; средний размер – 6,9–11,1 мкм. Карбиды хрома – объемная доля 17,8–34,8%, средний размер – 2,4–10,3 мкм. Определены фазовый состав чугуна, механические, физические и литейные  свойства.

8. Исследование влияния различных режимов термической обработки на структуру и свойства проводили на оптимизированных составах сплавов систем Fe-C-V, Fe-C-V-Cr, Fe-C-Cr-Ti, Fe-C-Cr-Ti-V.

Показано, что особенности формирования структуры в процессе термической обработки определяются первичной литой структурой чугунов. От условия охлаждения в форме (заливка в ПГФ и кокиль) зависит степень дисперсионного твердения при нагреве и охлаждении. При заливке в кокиль увеличивается степень легированности твердого раствора, что при последующем нагреве обеспечивает более значительный эффект дисперсионного твердения. Поэтому сплавы, отлитые в кокиль без термической обработки, превосходят по износостойкости сплавы того состава, залитые в ПГФ и подвергнутые закалке. Этот факт можно использовать при разработке технологий изготовления отливок с различной толщиной стенок из одного и того же состава чугуна, рекомендуя тот или иной тип формы, или режимы термической обработки.

Предложены виды и режимы термической обработки для чугунов различных структурных классов. Например, для чугунов первого структурного класса марки ИЧ300Ч18Ф3 не требуются сложной термической обработки (нормализация от 900–9500С и низкий отпуск) и могут быть использованы в литом состоянии. Для чугуна пятого структурного класса марки ИЧ300Х16Ф8 достаточно отпуска при температуре 400–450С. Это возможно благодаря высоким исходным свойствам чугунов в литом состоянии, достигаемым за счет оптимально подобранного легирования. Термическая обработка ванадиевых чугунов на мартенситную или мартенситно-аустенитную структуру матрицы повышает износостойкость по корунду в 2,0–2,5 раза, по периклазу в 1,3–1,5 раза. Последующий низкий отпуск приводит к росту износостойкости в 1,5–2,0 раза.

9. Установлены закономерности влияния первичной литой структуры на защитные свойства,  структуру, химический и фазовый состав, толщину оксидных слоев жаростойких КЛБЧ. Первичная литая структура чугунов сильно влияет на строение оксидных слоев. При этом обнаруживается эффект наследования от первичной литой структуры чугуна строения оксидных слоев; эффект наследования состава оксидной пленки в зависимости от распределения легирующих элементов в поверхностном слое литых чугунов; явление влияния частиц карбидов и эвтектики на рост оксидного слоя чугунов.

10. Выявлен эффект дисперсионного твердения металла в форме при совестном легировании ниобием и хромом жаростойких чугунов, что обеспечивает стабильность структуры чугунов в условиях эксплуатации при повышенных температурах.

11. Показано, что в процессе изнашивания исследуемых белых чугунов и по периклазу и по корунду метастабильный аустенит превращается в мартенсит деформации, доля превращенного аустенита в зависимости от состава сплава и вида термической обработки составляет 12–21%. Рост эффективной микротвердости поверхности в 1,5–2,1 раза обусловлен упрочнением, вносимым фазовыми превращениями и деформационным упрочнением присутствующих и вновь образующихся фаз. Низкая износостойкость по корунду хромованадиевых чугунов вызвана перенаклепом фаз (рост ширины рентгеновских линий (110) и (111) в 1,2–1,5 раза).

12. Установлено, что для изготовления отливок, работающих в условиях изнашивания по механизму микрорезания (по корунду), следует применять белые легированные чугуны с мартенситной или мартенситно-аустенитной основой, доля аустенита 10–15%. В условиях изнашивания по механизму пластического оттеснения (по периклазу) – доля аустенита в структуре составляет 28–32%.

13. Уточнена классификация КЛБЧ по следующим структурным признакам: по строению металлической основы, по типу эвтектик, по количеству эвтектик и фаз, образующих ее, по морфологии эвтектик и образующих эвтектики фаз.

14. Разработаны новые составы жаростойких и износостойких чугунов. Из этих сплавов были изготовлены опытно-промышленные партии отливок различного назначения, которые прошли успешные испытания и внедрены на различных промышленных предприятиях России.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

В монографиях:

1. Комплексно-легированные белые чугуны функционального назначения в литом и термообработанном состояниях / Ри Э.Х, Ри Хосен, Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Воронков Б.Н. Владивосток: Дальнаука, 2006. - 275 с.

2. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Воронков Б.Н. Комплексно-легированные белые износостойкие чугуны. Челябинск: Печатный салон «Издательство РЕКПОЛ», 2005. - 178 с.

3. Емелюшин А.Н., Мирзаев Д.А., Мирзаева Н.М., Петроченко Е.В., Копцева Н.В. Металловедение физика и механика применительно к процессу обработки графитированных материалов. Структура и износостойкость инструмента. Магнитогорск, 2002. - 200с.

В учебных пособиях:

4. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Соловьев В.П., Цыбров С.В. Специальные чугуны. Литье, термическая обработка, механические свойства: Учеб. пособие/ под ред. Колокольцева В.М. Магнитогорск: ГОУ ВПО «МГТУ», 2009. 187 с.

5. Емелюшин А.Н., Петроченко Е.В., Копцева Н.В. Металловедение и термическая обработка. Словарь справочник терминов на русском и английском языках. / под ред. Емелюшина А.Е. Магнитогорск. 2004. 136 с.

В рецензируемых изданиях, рекомендованных ВАК РФ:

6. Петроченко Е.В. Особенности формирования структуры и свойств комплексно-легированных белых чугунов в зависимости от различных видов термической обработки. //Черные металлы (пер. с нем.), 2012, январь. С. 10-14.

7. Петроченко Е.В. Взаимосвязь химического состава, структуры и свойств комплексно-легированных белых чугунов в литом состоянии. // Известия вузов. Черная металлургия, 2012, № 3. С. 51-55.

8. Петроченко Е.В., Молочкова О.С. Анализ взаимосвязи химического состава, условий охлаждения при затвердевании с особенностями строения сплавов, окисленной поверхности и свойствами комплексно-легированных белых чугунов. // Вестник МГТУ им. Г.И. Носова. 2011. № 4 (36). С. 50-53.

9. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Молочков П.А. Структура и износостойкость хромованадиевых чугунов. //Известия вузов. Черная металлургия, 2004, №7. С. 25-28.

10 Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Молочков П.А. Комплексное воздействие на структуру белых износостойких чугунов с целью повышения эксплуатационной стойкости отливок. //Вестник МГТУ им. Г.И. Носова, 2004, № 4. С. 23-29.

11. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Миронов О.А., Воронков Б.В., Полетаев В.В., Сулейманов В.М. Структура и свойства жароизносостойкого белого чугуна. //Литейщик России. 2005. №7. С. 7-10.

12. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Воронков Б.В., Миронов О.А., Сибагатуллин С.К. Жароизностойкий чугун. //Вестник МГТУ им. Г.И. Носова. 2005. №3 (11). С. 35-37.

13. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Миронов О.А. Брялин М.Ф. Воронков Б.В. Повышение свойств жароизносостойкого чугуна рафинированием и модифицированием. //Литейное производство. 2007. № 3. С. 2-5.

14. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Миронов О.А. Влияние химического состава на формирование структуры и свойств жароизносостойких чугунов. //Известия вузов. Черная металлургия. 2007. № 3. С. 44-47.

15. Петроченко Е.В. Влияние фазового состава на износостойкость отливок из белого чугуна. //Литейщик России. 2002. № 9. С. 12 – 15.

16. Емелюшин А.Н., Петроченко Е.В. Повышение стойкости оснастки прессформ для прессования периклазового кирпича. //Вестник МГТУ им. Г.И. Носова, 2003. №3. С.56-59.

17. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Емелюшин А.Н., Потапов М.Г. Формирование структуры и свойств ванадиевых чугунов при их затвердевании. //Изв. вузов. Черная металлургия. 2005. № 4. С. 41 – 43.

18. Емелюшин А.Н., Петроченко Е.В.Исследование структуры, твердости и износостойкости ванадиевых чугунов для деформирующего инструмента. //Производство проката. 2004. № 6. С. 21-23.

19. Петроченко Е.В., Молочкова О.А. Изыскание составов жароизносостойких комплексно-легированных белых чугунов. //Известия ВУЗов. Черная металлургия. 2009. № 8. С. 31 – 34.

20. Потапов М.Г., Петроченко Е.В., Шекунов Е.В., Молочков П.А. Синтез нового состава износостойкого чугуна для отливок специального назначения, исследование его структуры и свойств // Литейщик России. 2005. № 7. С. 12-15.

21. Петроченко Е.В., Валишина Т.С. Известия ВУЗов. Черная металлургия, 2009, № 2. С. 39 – 42.

В других изданиях:

22. Чугун. Патент на изобретение №2262546 (РФ). Опубл. в Б.И. и ПМ, 2005, № 29. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Сибагатулин С.К., Терентьев А.В.

23. Чугун. Патент на изобретение № 2272086. Опубл. в Б.И. и ПМ, 2006, № 8. Морозов А.А., Колокольцев В.М., Вдовин В.М., Петроченко Е.В. и др.

24. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В. Закономерности формирования эвтектик в комплексно-легированных белых чугунах в различных условиях охлаждения при литье и термической обработке. Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов: материалы ХХ1 Уральской школы металловедов-термистов. Магнитогорск: Изд-во Магнитогорск. гос. техн. ун-та им. Г.И. Носова, 2012. С. 89.

25. Петроченко Е.В., Молочкова О.С. Повышение свойств жароизносостойких чугунов дополнительным легированием ниобием. Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов: материалы ХХ1 Уральской школы металловедов-термистов. Магнитогорск: Изд-во Магнитогорск. гос. техн. ун-та им. Г.И. Носова, 2012. С. 261.

26. Петроченко Е.В., Молочкова О.С. Разработка перспективных материалов для изготовления жароизносостойких литых изделий. // Материалы XVII международного симпозиума "Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред им. Г.А. Горшкова».  Ярополец, 2011. С.147-149.

27. Петроченко Е.В. Комплексное влияние легирующих элементов и условий затвердевания на процессы структурообразования и свойства литых композиционных железоуглеродистых сплавов. //«Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред»: Тезисы докладов 13-ого Междунар. Симпозиума. – М.: Изд-во МАИ, 2007. С. 212-213.

28. Емелюшин А.Н., Петроченко Е.В., Шекунов Е.В., Молочкова О.С. Новый состав износостойкого чугуна для деталей специального назначения. //Абразивное производство: сб. науч. тр. под ред. Б.А. Чаплыгина: Изд-во ЮУрГУ, Челябинск, 2005. С. 11-14.

29. Петроченко Е.В., Шекунов Е.В. Разработка нового состава хромотитанового чугуна для работы в условиях абразивного изнашивания при повышенных температурах. //Известия ЧНЦ УрО РАН 2006. Вып. 4. С. 96-101.

30. Петроченко Е.В. Исследование окалиностойкости комплексно-легированных белых чугунов. Материалы всерос. науч. конф. В 7-ми частях. Новосибирск: изд-во НГТУ, 2006. Часть 2. С. 211-212.

31. Колокольцев В.В., Петроченко Е.В. Особенности формирования карбидной фазы белых чугунов в различных условиях охлаждения. 3-я международная практическая конф. "Прогрессивные литейные технологии" Москва, 2006. С. 76-81.

32. Петроченко Е.В., Миронов О.А., Молочкова О.С. Исследование влияния параметров карбидной фазы на механические и специальные свойства комплексно-легированных белых чугунов. // Материаловедение и термическая обработка металлов: междунар. сб. науч. тр. под ред. А.Н. Емелюшина и Е.В. Петроченко. ГОУ ВПО «МГТУ». Магнитогорск, 2009. С. 238-242.

33. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Шевченко А.В., Гольцов А.С. Влияние микролегирования и модифицирования на свойства жаростойкого чугуна. //Труды 9 съезда литейщиков России. Уфа, 2009. С. 12-15.

34. Петроченко Е.В. , Молочкова О.С., Романов С.В. Влияние углерода на специальные свойства комплексно-легированного высокохромистого чугуна. // Технологическая механика материалов: межвузовский сб. науч. тр. под ред. С.А. Зайдеса: Изд-во ИрГТУ. Иркутск. 2008. С. 67-72.

35. Петроченко Е.В., Молочкова О.С., Юферева А.А. Выбор состава и исследование структуры и свойств жароизносостойких чугунов. //Туполевские чтения: Международная молодежная научная конференция, посвященная 1000-летию города Казани: материалы конференции. Изд-во Казан. гос. техн. ун-та, Казань, 2005. Т. 1. С. 45-46.

36. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В. Классификация белых комплексно-легированных чугунов с учетом особенностей их структуры. //Литейное производство сегодня и завтра: Тезисы докладов Междунар. науч.-практ. конф. Санкт-Петербург, 2006. С. 75 – 79.

37. Петроченко Е.В. Влияние состава и термической обработки на структуру и износостойкость легированных белых чугунов. //Фазовые и структурные превращения в сталях: Сб. науч. тр./ Под ред. В.Н. Урцева – Магнитогорск, 2006. С. 185-190.

38. Петроченко Е.В. Структура литых композиционноупрочненных железоуглеродистых сплавов. //"Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов" ХVII Уральская школа металловедов-термистов. Тольятти, 2006. С. 264.

39. Емелюшин А.Н., Петроченко Е.В.  Износостойкость оснастки пресс-форм для прессования огнеупорного кирпича. //Фазовые и структурные превращения в сталях: Междунар.сб. науч. тр. Под ред. В.Н. Урцева. Магнитогорск, 2002. С. 433-438.

40. Емелюшин А.Н., Мирзаев Д.А., Мирзаева Н.М., Петроченко Е.В. Структура и износостойкость деталей и инструмента из белых чугунов, работающих при абразивном изнашивании. //Фазовые и структурные превращения в сталях: Междунар. сб. науч. тр./ Под ред. В.Н. Урцева – Магнитогорск, 2003. С. 453-463.

41. Петроченко Е.В., Шекунов Е.В. Повышение стойкости деталей оборудования изготовлением их из комплексно-легирован-ных белых чугунов. //"Механики XXI веку". /IV Межрегион. науч.-техн. конф. с международным участием. Братск, 2005. -.С. 214-218.

42. Емелюшин А.Н., Петроченко Е.В., Шекунов Е.В. Разработка состава легированного белого чугуна для литых деталей, работающих в условиях интенсивного абразивного изнашивания. //Процессы абразивной обработки, абразивные инструменты и материалы: Сборник статей международной науч.-техн. конф.- Волжский: Волжский институт строительства и технологий, 2005. С. 62-65.

43. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Миронов О.А., Воронков Б.В. Исследование структуры и свойств жароизносостойких чугунов. Труды VII съезда литейщиков, Т1. Новосибирск, 2005. С. 105-106.

44. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В. Исследование окалиностойкости комплексно-легированных белых чугунов. Материалы всерос. науч. конф. В 7-ми частях. Новосибирск: изд-во НГТУ, 2006. Часть 2. С. 211-212.

45. Колокольцев В.М., Петроченко Е.В., Брялин М.Ф., Воронокв Б.В. Классификация белых комплексно-легированных чугунов с учетом особенностей их структуры. //Литейное производство сегодня и завтра: Тезисы докладов Междунар. науч.-практ. конф. Санкт-Петербург, 2006. С. 75 – 79.

46. Емелюшин А.Н., Петроченко Е.В. Влияние состава и термической обработки на структуру и износостойкость легированных белых чугунов. //Фазовые и структурные превращения в сталях: Сб. науч. тр. Под ред. В.Н. Урцева. Магнитогорск, 2006. С. 185-190.

47. Петроченко Е.В. Комплексное влияние легирующих элементов и условий затвердевания на процессы структурообразования и свойства литых композиционных железоуглеродистых сплавов. //«Динамические и технологические проблемы механики конструкций и сплошных сред»: Тезисы докладов 13-ого Междунар. Симпозиума. М.: Изд-во МАИ, 2007. С. 212-213.






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.