WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


 

На правах рукописи

РИ  ЭРНСТ ХОСЕНОВИЧ

ИССЛЕДОВАНИЕ И РАЗРАБОТКА КОМПЛЕКСНО-ЛЕГИРОВАННЫХ ЧУГУНОВ

С УЧЕТОМ СТРОЕНИЯ ЖИДКОГО СОСТОЯНИЯ ДЛЯ ПОВЫШЕНИЯ

ИХ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ

Специальность 05.16.04 – Литейное производство

А В Т О Р Е Ф Е Р А Т

диссертации на соискание ученой степени

доктора технических наук

       

 

Комсомольск-на-Амуре – 2008

  Работа выполнена на кафедре «Литейное производство и технология металлов» ГОУ ВПО «Тихоокеанский государственный университет» (г. Хабаровск), в институте  материаловедения ХНЦ ДВО РАН (г.  Хабаровск), в Дальневосточном геологическом институте ДВО РАН и институте химии ДВО РАН (г. Владивосток).

  Официальные оппоненты:  заслуженный деятель науки и техники РФ, 

доктор технических наук,

профессор Александров Н. Н. (г. Москва);

заслуженный работник высшего образования,

доктор технических наук,

профессор Косников Г. А. (г. Санкт-Петербург);

       доктор технических наук,

профессор Петров В. В. (г. Комсомольск-на-Амуре).

  Ведущая организация – Институт машиноведения и металлургии ДВО РАН

(г. Комсомольск-на-Амуре).

Защита состоится «13» ноября 2008 года в 1000 часов на заседании диссертационного совета

Д  212.092.02 при Комсомольском-на-Амуре государственном техническом университете (КнАГТУ) по адресу: 681013, Комсомольск-на-Амуре, пр. Ленина, 27.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО «Комсомольском-на-Амуре государственного технического университета».

Автореферат разослан  «___»________ 2008 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета

к. т. н., доцент Э. А. Дмитриев

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ



Актуальность работы. Современное машиностроение требует применения материалов, обладающих не только повышенной прочностью, но и рядом специальных свойств, обеспечивающих длительную и надежную работу отливок в самых разнообразных условиях эксплуатации. Такими материалами являются легированные чугуны. При этом один и тот же легирующий элемент придает чугуну одновременно несколько специальных свойств. Последние определяются, прежде всего, химическим составом.

Повышающиеся требования к качеству, эксплуатационным и служебным характеристикам чугунов требуют постоянного совершенствования их состава и технологии производства. От этого зависит увеличение срока службы современного оборудования, машин и механизмов. В этой связи важной является проблема повышения износостойкости, коррозионностойкости, жаростойкости, герметичности и др., которая актуальна для многих отраслей промышленности (горнодобывающей, металлургической, машиностроительной, строительной и др.). Потери от выхода из строя по причинам изнашивания, коррозий и окисления деталей машин, оборудования, транспортных средств ежегодно составляют в России более десятков миллиардов рублей.

Несмотря на обилие литературных данных по оптимизации комплексно-легированных серых чугунов специального назначения достаточно и систематически не изучено влияние легирующих элементов на строение и структурно-чувствительные свойства расплавов, процессы кристаллизации и структурообразования, литейные и эксплуатационные характеристики. В связи с этим в настоящей работе исследовано влияние легирующих элементов (Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Sn) на структурно-чувствительные свойства расплавов (плотность, вязкость, электросопротивление), процессы кристаллизации и структурообразования, литейные и эксплуатационные характеристики, а также оптимизированы химические составы для получения гидроплотных (герметичных) и износостойких отливок из комплексно-легированных серых чугунов.

Для деталей, работающих в условиях абразивного и ударно-абразивного изнашивания при сравнительно небольших ударных нагрузках, целесообразно использование комплексно- легированных белых чугунов со специальными эвтектиками. Такие чугуны нуждаются в проведении упрочняющей термообработки. Однако в процессе формирования мартенситно-карбидной структуры при получении отливок сложной конфигурации в них возникают большие внутренние напряжения, приводящие к образованию микротрещин. В связи с этим систематически исследовано одиночное и комплексное влияние карбидообразующих (Cr, Mo, W, Mn, V) и графитизирующих (Cu, Sn, Al, Ni) элементов на строение жидкой фазы, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические (электро- и теплопроводность, плотность, твердость, микротвердость структурных составляющих) и эксплуатационные (износостойкость, жаростойкость, коррозионностойкость) характеристики белых чугунов с различным углеродным эквивалентом в литом и термообработанном состояниях.

Для повышения эксплуатационных свойств отливок, определяемых структурой и физико-механическими характеристиками сплавов, применяют различные методы воздействия на расплавы – термовременную и термоскоростную обработку. В современной металлургии известно много технологий использования различных видов излучений для воздействия на расплавы с целью изменения физико-механических  свойств данных сплавов. С этих позиций представляется возможным управление процессами кристаллизации и структурообразования в отливках с помощью воздействия на расплав наносекундными электромагнитными импульсами (НЭМИ). Все эти вопросы подробно рассмотрены в работе.

Таким образом, существенного снижения потерь металла можно достичь созданием новых комплексно-легированных серых и белых чугунов специального назначения, совершенствованием технологии их производства и разработкой новой технологии их выплавки для повышения физико-механических, литейных и эксплуатационных характеристик путем воздействия на расплавы наносекундными электромагнитными импульсами большой мощности.

Для получения комплексно-легированных чугунов применяются дорогостоящие и дефицитные легирующие элементы W, Mo, Cu, Sn, Cr и др., которые недоступны для обычных конструкционных чугунов.  В связи с этим в работе также приведены результаты разработки принципиально новых технологий синтеза легирующих элементов (W, Mo, Sn, Cu и др.) на базе минеральных концентратов ДВ региона.

Актуальность темы диссертации подтверждена выполнением научно-исследовательских работ в рамках 3 грантов Российского фонда фундаментальных исследований (РФФИ), 4 грантов Министерства общего и профессионального образования РФ, 2 грантов Министерства экономического развития и внешних связей Хабаровского края и 5 Единых заказов-нарядов (ЕЗН) Министерства общего и профессионального образования РФ и Министерства образования и науки РФ. Самые значимые из них:

  • Грант Министерства общего и профессионального образования РФ № 6.98 ГР99 (1998- 2000 гг.) «Исследование некоторых структурно-чувствительных параметров комплексно-легированных жидких чугунов и установление корреляционной связи между их свойствами в жидком и твердом состояниях»;
  • Грант Российского фонда фундаментальных исследований (РФФИ) № 05-08-01357 (2005-2006 гг.) «Исследование влияния облучения расплавов наносекундными электромагнитными импульсами (НЭМИ) на фазовые превращения, теплофизические и физико-механические свойства алюминиевых и медных сплавов»;
  • Грант Российского фонда фундаментальных исследований (РФФИ), региональная программа. № 06-08-96011-р_восток_а (2006-2007 гг.) «Исследование и разработка комплексно-легированных чугунов функционального назначения с использованием легирующих элементов (W, Zr, Cr, Ni, V, Sn, Cu и др.), синтезированных из дальневосточных минеральных концентратов»;
  • Грант Министерства экономического развития и внешних связей Хабаровского края. Государственный контракт № 15-344 (2007 г.) «Разработка новой технологии плавки металлических сплавов (медных, алюминиевых, магниевых, чугунов) путем воздействия на жидкую фазу наносекундными электромагнитными импульсами (НЭМИ) для повышения их физико-механических и эксплуатационных свойств».

       Цель работы заключалась в систематическом исследовании влияния легирующих элементов на структурно-чувствительные свойства сплавов в жидком и твердом состояниях, разработке на этой основе комплексно-легированных серых и белых чугунов специального назначения, а также в разработке технологий синтеза легирующих элементов на основе минеральных концентратов ДВ региона и новой технологии их плавки путем воздействия на жидкую фазу наносекундными электромагнитными импульсами для повышения эксплуатационных свойств.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

  1. Исследование влияния легирующих элементов (Cr, Ni, Al, Ti, Mo, Sn) на структурно-чувствительные свойства расплавов (вязкость , плотность d, электросопротивление ), процессы кристаллизации и структурообразования, механические (σв, НВ, Н50), литейные (жидкотекучесть, линейная и объемная усадка) и эксплуатационные (герметичность и износостойкость) характеристики серых чугунов.
  2. Установление корреляционной связи между свойствами легированных серых чугунов в жидком и твердом состояниях и возможностей управления структурой и специальными свойствами с учетом особенностей их жидкого состояния.
  3. Оптимизация составов комплексно-легированных серых чугунов для получения герметичных  отливок судовых машин и механизмов и износостойких отливок тепловозов, эксплуатируемых на ДВЖД.
  4. Исследование влияния легирующих элементов (Cr, W, Mo, V, Mn) на строение расплавов, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические (электро- и теплопроводность, плотность, HRC, Н50) и эксплуатационные (жаро- и коррозионностойкость, износостойкость) свойства белых чугунов с различным углеродным эквивалентом.
  5. Исследование и разработка оптимальных температурно-временных режимов термообработки для достижения максимальных твердости и износостойкости низкоуглеродистых белых легированных чугунов.
  6. Исследование комплексного влияния карбидообразующих (W, Mo, V, Mn) и графитизирующих (Cu, Al, Sn) элементов на строение расплава, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого хромистого белого чугуна в литом и термообработанном  состояниях.
  7. Оптимизация химических составов комплексно-легированных низкоуглеродистых хромистых чугунов специального назначения в литом и термообработанном  (воздушная закалка) состояниях.
  8. Элементно-фазовый и рентгеноструктурный анализ комплексно-легированных низко- и среднеуглеродистых хромистых белых чугунов.
  9. Разработка технологий синтеза ряда легирующих элементов (W, Mo, Cr, Cu, Sn и др.) в виде чистых металлов и сплавов на основе минеральных концентратов  ДВ региона.
  10. Исследование влияния продолжительности облучения расплавов наносекундными электромагнитными импульсами (НЭМИ) на строение расплава, процессы кристаллизации, структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства чугунов (белых, серых, высокопрочных и комплексно-легированных).

11. Совершенствование и разработка новой технологии плавки комплексно-легированных чугунов путем воздействия на их расплавы НЭМИ.

       Научная новизна работы состоит в следующем:

  1. Установлены закономерности изменения физических свойств жидких серых чугунов в зависимости от содержания легирующих элементов и даны теоретические обоснования установленным зависимостям с позиции электронной модели строения расплавов. Изотермы d, ν, ρ жидких чугунов, легированных Al, Cu, Sn, имеют экстремальный характер изменения, а значения этих свойств расплавов, легированных карбидообразующими элементами Cr, Mo, V, Ti, монотонно возрастают вплоть до 1,5 мас.%.
  2. Выявлена корреляционная связь между свойствами расплавов, литейными и механико-эксплуатационными характеристиками легированных серых чугунов и оценена полнота корреляции между указанными параметрами: наибольшим значениям d, ν, ρ расплавов, как правило, соответствуют максимумы значений σв, σизг, НВ, Н50, герметичности G, жидкотекучести λ и минимумы скорости износа δ и линейной усадки ε.
  3. Методами гамма-проникающих излучений и термического анализа подтверждено наличие критических температур перехода статистически разупорядоченной структуры ближнего порядка t0 к статистически упорядоченной t1 при охлаждении жидких не- и легированных низкоуглеродистых белых чугунов (жст→жгцк).
  4. Получены новые результаты по влиянию карбидообразующих легирующих элементов - хрома и вольфрама (0-15,0 мас.%), марганца и молибдена (0-5,0 мас.%), ванадия (0-7,0 мас.%) на кристаллизационные параметры (tл, tк, tнэ, tкэ, tА1, τл, τэ, τА1), степень уплотнения ΔJл-э, ΔJэ, ΔJА1, коэффициенты термического сжатия в жидком (α1), жидко-твердом (α2) и твердом (α3) состояниях, физико-механические (плотность, электро- и теплопроводность, твердость HRC, микротвердость структурных составляющих Н50) и эксплуатационные (износостойкость, жаро- и коррозионностойкость) свойства низкоуглеродистого белого чугуна (мас.%: 2,05-2,15 С; 1,0-1,1 Si; 0,4-0,5 Mn; <0,1 S; <0,12 P) в литом состоянии и дано научное обоснование установленным зависимостям.
  5. Обоснован выбор оптимальных режимов термообработки легированных низкоуглеродистых белых чугунов, заключающихся в закалке с последующим низкотемпературным отпуском для достижения максимальных твердости и износостойкости.
  6. Установлено комплексное влияние карбидообразующих и графитизирующих легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства хромистого (6,0-7,5 мас.% Cr) низкоуглеродистого чугуна в литом и термообработанном состояниях (воздушная закалка и низкотемпературный отпуск) и дано научное обоснование установленным зависимостям.
  7. Получена дополнительная информация по влиянию легирующих элементов хрома (0-22 мас.%), вольфрама (0-25 мас.%), марганца (0-25 мас.%) и кремния (1-3 мас.%) на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства среднеуглеродистого белого чугуна (мас.%: 3,0-3,2 С; 1,5-1,8 Si; 0,4-0,5 Mn; 0,1 Р; 0,06 S) в литом состоянии.
  8. Результаты элементно-фазового и рентгеноструктурного анализа позволили объяснить характер изменения физико-механических и эксплуатационных свойств легированных низко- и среднеуглеродистых белых чугунов.
  9. Разработана и научно обоснована новая технология синтеза ряда легирующих элементов (W, Mo, Cr, Cu, Sn и др.) в виде металлических сплавов на основе минеральных концентратов ДВ региона.
  10. Впервые установлены новые закономерности изменения строения расплавов, кристаллизационных параметров, структурообразования, физико-механических и эксплуатационных свойств чугунов и других металлических сплавов от продолжительности облучения их жидкой фазы наносекундными электромагнитными импульсами. На этой основе разработана новая технология плавки чугунов и других металлических сплавов путем воздействия на жидкую фазу НЭМИ для повышения их физико-механических и эксплуатационных свойств.

Практическая ценность работы заключается в том, что использование полученных теоретических и технологических разработок позволило установить пути управления эксплуатационными свойствами литейных чугунов, осуществляя выбор легирующих элементов, их комплексов, в литом и термообработанном состояниях:

  1. Разработаны методами математического планирования экспериментов оптимальные химические составы комплексно-легированных серых чугунов:
  • для производства гидроплотных деталей судовых машин и механизмов; в результате проведенных исследований получена линейная математическая модель поверхности отклика в кодированном виде, предложены пять оптимальных составов комплексно-легированных чугунов по массе, например 3,0-3,2 С; 1,5-1,8 Si; 0,4-0,5 Mn; 0,1 P; 0,06 S; 0,3-1,9 Ni; 0-0,6 Al; 0,3-1,35 Mo; 1,0-1,5 Cu; 0,3-0,4 Cr; 0,2-0,5 V; 0,06-0,2 Sn, обладающих высокими значениями прочности (σв≥ 320 МПа, 200-250 НВ), относительной герметичностью (60-70 кгс/(см2⋅ мм2)) и плотностью при 20 0С (6,8-6,9 г/см3);
  • для изготовления деталей тепловозов (статора насоса гидромуфты силовой установки тепловоза), взамен марки чугуна АСЧ-1 предложены два состава чугуна (по мас.%: 0,7-0,9 Ni; 0-0,2 Cr; 2,0-3,2 Cu; 0-0,25 H; 0,1-0,7 Mo; 0,4-0,6 V), обладающие более высокой износостойкостью (износ 0,003-0,0032 мм, 240-270 НВ), чем у чугуна марки АСЧ-1 (износ 0,0088 мм, 140 НВ). Получено положительное заключение о результатах производственных испытаний. Применение оптимизированных составов и усовершенствование технологических процессов плавки позволили повысить износостойкость деталей в 2,5-3,0 раза на испытательных стендах и в 2,5 раза в условиях эксплуатации тепловозов по сравнению с износостойкостью чугуна марки АСЧ-1.
  1. Разработаны оптимальные химические составы комплексно-легированных низко- и среднеуглеродистых белых чугунов специального назначения (жаростойких, коррозионностойких и износостойких) в литом и термообработанном состояниях:
  • предложены оптимальные составы износостойких комплексно-легированных низкоуглеродистых белых чугунов для производства отливок «корпус насоса» (10 Гру ЛВ), «диск защитный» (Гру 800/40, Гру Л-8) взамен марки чугуна ИЧХ28Н2 и «колесо рабочее» (Гру 800/40 взамен стали 35Л для предприятия «Алданзолото»;
  • промышленное опробирование на АО «Амурлитмаш» (г. Комсомольск-на-Амуре) показало возможность улучшения качества  и свойств лопастей, плит защиты и  импеллеров дробеметных аппаратов с производительностью более 250 об/мин из комплексно-легированных белых чугунов после воздушной закалки. Получено положительное заключение о результатах производственных испытаний;
  • разработан новый состав низкоуглеродистого износо-коррозионностойкого белого комплексно-легированного чугуна (мас.%: 2,05-2,15 С; 1,0-1,1 Si; 7,5 Cr; 3,8-4,2 Mo; 5,8-6,2 Mn; 6,6-6,8 V) взамен заводского чугуна ИЧХ28Н2М2 в литом и термообработанном (воздушная закалка) состояниях для производства отливок типа «тройник», «колено», «отвод» и др., подвергающихся абразивному износу в условиях коррозии в агрессивной среде и повышенных (до 400 С) температур; преимуществами предложенного чугуна являются сравнительно низкое содержание хрома (на 20 мас.%, чем у ИЧХ28Н2М2), отсутствие дорогостоящего никеля и возможность применения воздушной закалки для получения структуры закаленного чугуна в условиях ЗАО «Русская металлургическая компания» г.Магнитогорска.
  1. Разработана новая технология плавки комплексно-легированных чугунов и других металлических сплавов путем воздействия на жидкую фазу НЭМИ в течение 10-15 мин для повышения их физико-механических и эксплуатационных свойств.
  2. Разработаны технологии синтеза легирующих элементов (W, Mo, Cr, Cu, Sn) в виде металлических сплавов на основе минеральных концентратов ДВ региона металлургическим способом. Эти технологии предложены ОАО «Дальневосточная горная компания» (п. Солнечный Комсомольского района Хабаровского края) и  Лермонтовскому ГОКу (п. Лермонтово Приморского края) для производства легирующих элементов (W, Mo, Cr, Ni, Cu, Sn) в виде металлических сплавов на основе соответствующих минеральных концентратов.

Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы обсуждались на 20 международных, всероссийских научно-технических конференциях, симпозиумах, совещаниях и семинарах: Российской научно-технической конференции «Новые материалы и технологии» (г. Москва, 1997 г.), Международном научно-практическом симпозиуме «Славян-трибо-4: Трибология и технология. Материалы» (г. Санкт-Петербург, 1997 г.), VI Международной научно-практической конференции «Генная инженерия в сплавах» (г. Самара, 1998 г.), Международном Российско-Китайском симпозиуме «Научные и технологические прогрессы в регионе Дальнего Востока» (г. Хабаровск, 1997 г.), Международном симпозиуме «Принципы и процессы создания неорганических материалов» (г.  Хабаровск, 1998 г.), IX Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов. МиШР-9» (г. Екатеринбург, 1998 г.), Международной конференции «Синергетика. Самоорганизующиеся процессы в системах и технологиях» (г. Комсомольск-на-Амуре, 1998 г.), научно-технической конференции «Научное обеспечение технологического и социального развития Дальневосточного региона» (г. Хабаровск, 1998 г.), Международной конференции «Синергетика. Самоорганизующиеся процессы в системах и технологиях» (г. Комсомольск-на-Амуре, 2000 г.), X Российской конференции «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов» (г. Екатеринбург-Челябинск, 2001 г.), Всероссийской научно-практической конференции, посвященной 70-летию кафедры «Физико-химия литейных сплавов и процессов» «Литейное производство сегодня и завтра» (г. Санкт-Петербург, 2001 г.), Международном симпозиуме «Принципы и процессы создания неорганических материалов» (г.Хабаровск, 2002г.), Международной конференции, посвященной 70-летию «Магнитогорский металлургический комбинат»  (г. Магнитогорск, 2002 г.), Второй Международной научно-практической конференции «Прогрессивные литейные технологии» (г. Москва, 2002 г.), Дальневосточном инновационном форуме с международным участием «Роль науки, новой техники и технологий в экономическом развитии регионов» (г. Хабаровск, 2003 г.), на IV съезде литейщиков России (г. Новосибирск, 2005 г.), Втором «Форуме возрождения китайской северо-восточной старой промышленной базы: научно-техническое сотрудничество Китая и СНГ» (Форум-2006, г. Харбин, КНР), JCRSAMPT 2006 «JOINT China-Russia Symposium on ADVANCED MATERIALS PROCESSING TECHNOLOGY» (Нarbin, P.R. Cnina), VIII краевом конкурсе молодых ученых и аспирантов «Наука – Хабаровскому краю» (г. Хабаровск, 2006 г.), Конкурсе грантов для молодых преподавателей на 2005/2006 учебный год «Федеральная стипендиальная программа благотворительного фонда Владимира Потанина», на VI съезде литейщиков России (г. Ростов-на-Дону, 2007 г.), VIII Международном Российско-Китайском симпозиуме «Новые материалы и технологии 2007» (г. Хабаровск, 2007 г.).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 78 научных статей, получено 3  патента, издано 3 монографии. Материалы диссертации приведены также в отчетах по Грантам и Программам, выполненным при участии и под руководством автора.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 8 глав, общих выводов, списка литературы и приложений. Основная часть диссертации изложена на 440 страницах машинописного текста, содержит 162 рисунка, 36 таблиц, библиографию из 306 наименований и приложения.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность работы, сформулирована ее цель, представлены научная новизна и практическая ценность, приведены основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе, в аналитическом обзоре литературы, рассмотрены современные представления о строении и свойствах железоуглеродистых расплавов, влиянии легирующих элементов на процессы кристаллизации, структурообразования и служебные характеристики серых и белых комплексно-легированных чугунов.

До настоящего времени не существует единого мнения о строении металлических расплавов, о его влиянии на процессы кристаллизации и структурообразования, свойства литых изделий. Вместе с тем существующая гипотеза о структурном изменении железоуглеродистых расплавов в зависимости от концентрации углерода и температуры перегрева над ликвидусом экспериментально подтверждается результатами измерения ряда структурно-чувствительных свойств (вязкость, плотность, электросопротивление, поверхностное натяжение, излучательная способность и др.) жидких сталей (Б.А.Баум, Г.Н.Еланский, В.А.Кудрин, Г.В.Тягунов и др.) и жидких чугунов (А.А.Вертман, А.М.Самарин, Ри Хосен и др.).

По гипотезе Г.Н.Еланского и В.А.Кудрина левее точки J на диаграмме Fe – C (0,16 мас.% С) существует Жоцк, а правее точки В (0,5 мас.% С) – Жгцк. Между точками J и В существуют Жоцк и Жгцк. При  высоких перегревах происходит переход структуры ближнего порядка Жоцк и Жгцк расплавов к статически разупорядоченной структуре ближнего порядка Жст: Жоцк+ Жгцк Жст  или Жгцк Жст.

Ранее была выдвинута гипотеза о том, что уплотнение жидкого чугуна в процессе охлаждения при t0, вероятно, обусловлено переходом статически разупорядоченной структуры к статически упорядоченной структуре ближнего порядка t1 на политермах плотности. В связи с этим, исследование влияния легирующих элементов на строение жидкого чугуна методами измерения их структурно-чувствительных свойств представляет определенный научный и практический интерес.

Изучению процесса структурообразования серых легированных чугунов посвящено много исследований. В первую очередь следует назвать труды Н.Н.Александрова и Н.И.Клочнева, Ю.Г.Бобро, К.П.Бунина, Н.Г.Гиршовича, В.И.Мазура, Я.Н.Малиночка, Е.Пивоварского и др., в которых фундаментально изложены вопросы металловедения и графитизации чугуна, раскрыты механизмы многих процессов и установлены взаимосвязи технологических параметров со структурой и свойствами. Вместе с тем, отсутствуют сведения о комплексном влиянии легирующих элементов на строение и физические свойства расплавов, процессы кристаллизации и структурообразования, литейные и эксплуатационные характеристики серых чугунов. Результаты этих исследований изложены в главе 3 настоящей работы.

Современные белые чугуны – сложнолегированные многокомпонентные сплавы, различные по структуре и специальным свойствам. Они представляют отдельную группу промышленных чугунов, при затвердевании которых формируется карбидная фаза и иная интерметаллидная фаза. Именно они в большинстве случаев определяют специфические свойства белых чугунов в литом состоянии. Проблеме эффективного использования комплексно-легированных белых чугунов посвящены труды ученых Б.А.Войнова, М.Е.Гарбера, А.А.Жукова, Л.Я.Козлова, В.М.Колокольцева, Е.Пивоварского, Ри Хосена, Г.И.Сильмана, И.И.Цыпина и др.

Для деталей, работающих в условиях абразивного и ударно-абразивного изнашивания при сравнительно небольших ударных нагрузках, целесообразно использование комплексно-легированных белых чугунов со специальными эвтектиками, расположение фаз в которых обеспечивает проявление эффекта композиционного упрочнения. В большинстве случаев такие чугуны нуждаются в проведении упрочняющей термообработки. Однако в процессе формирования мартенситно-карбидной структуры  при получении отливок сложной конфигурации в них возникают большие внутренние напряжения, приводящие к образованию микротрещин. Поэтому следует разработать такой состав комплексно-легированного белого чугуна для получения необходимой мартенситно-карбидной структуры, которая позволила бы исключить образование дефектов при «самозакалке» (воздушной закалке) чугунов и сохранила бы все преимущества закаленной структуры. Это может быть обеспечено понижением содержания углерода (2,0-2,1 мас.%) и комплексным легированием чугуна такими элементами,  как Cr, V, Mo, W, Ni, Cu, Mn, Sn и др. В главах 4-5 излагаются результаты исследования влияния карбидообразующих и графитизирующих элементов на строение расплава, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого белого чугуна. Аналогичные исследования были приведены со среднеуглеродистым чугуном (глава 6).

Впервые Л.Г.Знаменским и Б.А.Кулаковым установлено, что обработка расплавов НЭМИ оказывает положительное влияние на структурообразование, физико-механические и литейные свойства сплавов АК5М, ЦН4 и ЦА4М3. Эти экспериментальные факты говорят о том, что облучение расплавов имеет большие перспективы для повышения физико-механических и эксплуатационных свойств металлических сплавов. В главе 7 подробно изложены результаты исследования влияния продолжительности облучения жидкой фазы НЭМИ на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства серых, высокопрочных чугунов с вермикулярным и шаровидным графитом и белых комплексно-легированных чугунов.

Несмотря на явные преимущества совершенствования технологии производства легированных чугунов, их применение сдерживается экономическими и ресурсными факторами, роль которых в условиях рыночной экономики особенно возрастает. В связи с этим весьма важной и целесообразной является проблема эффективного использования минеральных концентратов ДВ региона для получения металлических сплавов W, Cr, Mo, Cu, Sn и др.,  необходимых при производстве комплексно-легированных чугунов специального назначения. Это позволит избежать зависимости от поставок дорогостоящих и остродефицитных ферросплавов, олова и меди из западных регионов Российской Федерации, а также из стран СНГ. Результаты этих исследований приведены в главе 8. В ней также рассмотрены результаты практического применения основных научных положений на практике.

Во второй главе приведена методика проведения экспериментальной работы.  Использованы следующие методы исследования:

- гамма-проникающих излучений на установке «Параболоид-4» конструкции ЦНИИТМАШа, позволяющий получать обширную информацию о характере изменения плотности, объемных изменений и коэффициентов термического сжатия металлов и сплавов в жидком, жидко-твердом и твердом состояниях, а также фиксировать критические точки фазовых и структурных превращений; параллельно строилась термограмма кристаллизации; плотность при комнатной температуре определялась методом гидростатического взвешивания;

- измерения физических свойств жидких металлов и сплавов на высокотемпературных установках по методу вращающегося магнитного поля (электросопротивление) и затухающих колебаний (вязкость);

- измерения теплопроводности на установке, изготовленной НПО «Дальстандарт», основанный на сравнении прохождения теплового потока через эталонный и исследуемый образцы; в качестве эталона использовался образец из нержавеющей стали 12Х18НТ диаметром 0,03 и высотой 0,01 м; температура «холодного» и «горячего» блоков поддерживалась постоянной с погрешностью ± 0,05 С с помощью термостатов; для измерения перепада температур на эталоне и образце использовались дифференциальные медь-констановые термопары; регистрирующим прибором служил микровольт-микроамперметр Ф-116; с учетом утечки тепла боковые теплопотери  и потери, связанные с различными размерами образцов и нагревателей, погрешности измерения размеров образцов, суммарная погрешность составила = 10-15%;

-  исследования коррозионностойкости, основанный на определении количества выделившегося водорода (объемный метод) в процессе взаимодействия металла с коррозионной средой (38 %-ным раствором соляной кислоты) в газометрической установке (Коб.Н2). Параллельно определялась потеря массы образца по стандартной методике;

- исследования жаростойкости (окалиностойкости) с применением дериватографа Q-1000 фирмы МОП; кинетические исследования выполнены при атмосферном давлении в среде воздуха при скорости нагрева 10 град/мин до 1000 С; ошибка измерений не превышала ±1 С; эталоном сравнения служил порошок Al2O3; величина навески составляла 0,2 г; образец для испытаний имел цилиндрическую форму диаметром 0,005 м и высотой 0,01 м; дериватограф использовался в  Q-режиме; нагрев осуществлялся линейно в течение 120 мин с последующей 6- часовой выдержкой;  при этом автоматически производилась запись дифференциальных кривых зависимостей температуры ΔТобр = f (Тэтал) [ДТА], массы Δm = f (Т, τ) и скорости окисления VΔm = f (Т, τ) [ДТГ и ТГ соответственно]; на основании этих зависимостей определялся прирост массы образца в процессе окисления, причем привес относился к единичной его площади поверхности S (Δm/Sτ, г/(м2ч));

- исследования износостойкости согласно ГОСТ 23.208-79 «Метод испытания материалов на износостойкость о нежестко закрепленные абразивные частицы»; для испытания использовалась установка, на которой при одинаковых условиях и постоянной нагрузке производился износ образцов из исследуемого и эталонного материалов об абразивные частицы; в качестве эталона использовались исходный нелегированный и хромистый (6,0 мас.% Cr) чугуны; абразивным материалом служил электрокорунд зернистостью №16-П по ГОСТ 3647-80;

- исследования износостойкости серых чугунов в условиях трения износа со смазкой на машине трения СМЦ-2, т. е. применительно к работе статора насоса гидромуфты силовой установки тепловоза;

- элементно-фазового и рентгеноструктурного анализа; микрорентгеноспектральный анализ по определению содержания легирующих элементов в различных структурных составляющих чугуна выполнялся на установке JXA 8600 SUPEROBE (Япония); рентгеноструктурный анализ карбидов производили на дифрактометре «Дрон-3» в медном излучении на основе карбидов, выделение осадка которых осуществляли методом электролитического растворения; фазовый анализ проводился по стандартной методике с использованием картотек дифрактометрических данных;

- измерения электросопротивления с помощью зондовых потенциалов; в качестве источника постоянного тока использовался стабилизированный источник тока П-138; сила тока для исключения разогрева точечного контакта не превышала 6 А; разность потенциалов измерялась компенсационным методом с помощью компаратора Р3003; погрешность измерения электросопротивления не превышала 2,0 %.

Испытание на твердость (HRC) и микротвердость (Н50) проводили по стандартной методике соответственно на приборах ТК-2 и ПМТ-3, а механические свойства (в, изг) серых чугунов определялись стандартным методом испытаний на образцах, выточенных из отливок. В качестве критерия герметичности серого чугуна принимали давление, которое выдерживал испытуемый образец до появления течи при одностороннем действии воды или керосина.

Третья глава  посвящена исследованию влияния легирующих элементов (Cu, Ni, Al, Cr, V, Mo, Ti, Sn) на физические свойства (плотность d, электросопротивление ρ, вязкость ν) расплавов, процессы кристаллизации и структурообразования, литейные (жидкотекучесть и линейная усадка), механические (в, изг)  и эксплуатационные (износостойкость и герметичность) характеристики отливок из серого чугуна (по мас.%: 3,0-3,2 С; 1,5-1,8 Si; 0,4-0,5 Mn; 0,1P; 0,06 S).

Физические свойства жидких чугунов. Характер политерм плотности исходного и легированных чугунов почти одинаков в широком интервале температур 20-1540 С.

Изотермы физических свойств жидких чугунов, легированных графитизирующими элементами, имеют экстремальный характер изменения (максимумы их значений наблюдаются при 1,5 мас.% Cu и Ni; 0,025 мас.% Sn и 0,25 мас.% Al), в отличие от изотерм этих свойств расплавов, легированных карбидообразующими элементами (до 1,5 мас.%).

Изменение структуры ближнего порядка расплава обусловливает величину его объемной усадки εо. Поэтому является весьма важным установление закономерности объемных изменений жидких чугунов от температуры, вида и количества легирующих элементов, что позволяет судить об изменении строения этих расплавов. Характер изменения объемной усадки расплава на ее изотермах, полученных при постоянных перегревах над линией ликвидуса, полностью коррелируется с характером изотерм d, ρ и ν. Таким образом, установлена связь между физическими свойствами, объемными изменениями  и коэффициентом объемного сжатия в жидких чугунах: максимальным значениям свойств расплавов на их изотермах, как правило, соответствуют минимальная объемная усадка и минимальный коэффициент объемного сжатия расплава.

Все легирующие элементы могут быть разделены по характеру влияния на свойства расплавов на три группы: к первой относятся карбидообразующие элементы –  Cr, V, Mo, Ti и их аналоги; ко второй – графитизирующие – Cu, Ni, Al и их аналоги; к третьей – промежуточные: Sn и его аналоги (Sb, Bi), которые при небольших содержаниях оказывают графитизирующее действие, а при больших – стабилизирующее действие на карбид железа. С позиции электронного строения расплавов (донорно-акцепторного взаимодействия атомов) даны теоретические обоснования установленным зависимостям структурно-чувствительных свойств жидких чугунов от концентрации легирующих элементов.

Корреляционная связь между свойствами расплавов с литейными, механическими и эксплуатационными характеристиками серых легированных чугунов. С целью установления количественного соотношения между свойствами расплавов (d, , ν), с литейными (жидкотекучестью и линейной усадкой) и эксплуатационными (износостойкостью и герметичностью) характеристиками чугунов вычислены коэффициенты корреляции R, подобраны уравнения, в наибольшей степени удовлетворяющие полученным зависимостям между вышеуказанными свойствами. Установленные с помощью корреляционного анализа значимые связи между свойствами интерпретируются в виде графа, в вершинах которого располагаются анализируемые свойства, а каждое ребро указывает на наличие такой связи. Очевидно, в качестве параметра оптимизации по графу следует выбирать свойство, имеющее наибольшее число значимых связей и наибольшую тесноту, – максимальные коэффициенты корреляции. В результате становится возможным экспериментально определить только одно свойство, а затем по его корреляционным связям оценить другие свойства. Полученные результаты однофакторных экспериментов позволяют установить оптимальное содержание отдельных элементов для повышения прочности, герметичности и износостойкости чугуна в условиях трения скольжения со смазкой и подойти к оптимизации его химического состава методом математического планирования экспериментов (глава 8).

Четвертая глава посвящена исследованию влияния легирующих элементов (Cr, W, Mo, Mn, V) на строение расплава, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого белого чугуна (мас.%: 2,0-2,15 С; 1,0-1,1 Si; 0,4-0,5 Mn; 0,1-0,15 P; 0,08-0,1 S) в литом и термообработанном состоянии.

На рис. 1 приведена расшифровка кристаллизационных параметров белого чугуна. На политерме интенсивности гамма-проникающих излучений J (обратная величина плотности) и на термограмме исходного чугуна фиксируются критические температуры фазовых и структурных превращений. Как видно из рис. 1 и 2, при температуре выше t0 значения интенсивности изменяются пилообразно вследствие формирования статистически разупорядоченной структуры жидкой фазы. При охлаждении расплава ниже температуры t0 значения J расплава резко уменьшаются вследствие приобретения расплавом статистически более упорядоченного строения до температуры t1. Температура перехода разупорядоченной жидкой фазы t0 к статистически упорядоченной t1 отмечается на политермах плотности в виде перелома или перегиба. Температура конца статистически упорядоченного расплава t1 фиксируется и на термограммах кристаллизации низкоуглеродистого белого чугуна (рис. 1). При этом переходе на термограммах кристаллизации наблюдается резкое снижение температуры (эндотермическая реакция Жст→Жгцк), а на политермах интенсивности – перегиб. Ниже точки t1 значения J уменьшаются по определенной зависимости до температуры начала кристаллизации избыточного аустенита t. Впервые методами гамма-проникающих излучений и термического анализа подтверждено наличие критических температур перехода статистически разупорядоченной структуры t0 к статистически упорядоченной структуре ближнего порядка t1 при охлаждении жидких не- и легированных низкоуглеродистых белых чугунов.

Все легирующие элементы повышают температуры t0 и t1. W, Mo и Mn расширяют температурный интервал t0 – t1 перехода Жст→Жгцк, а Cr и V сужают его.

По степени повышения температур t0 и t1 и расширения температурного интервала статистического разупорядочения расплава легирующие элементы при их содержании 5,0 мас.% располагаются в следующий ряд:

t0, С: Cr, V (1540)W (1550)Mo, Mn (1600);

t1, С: Cr (1425)W (1450)Mo (1460)Mn (1475)V (1510);

t0 – t1, С: V (30)W (100)Cr (115)Mn (125)Mo (140).

Интенсивность

-проникающих излучений, имп/с

Время, мин

  Температура, оС

Рис. 1. Расшифровка кристаллизационных параметров затвердевания чугуна

Эти данные позволяют определить оптимальные температурные режимы плавки чугуна и его легирования, а также установить порядок ввода легирующих присадок в расплав для снижения температуры t0 статистического разупорядочения расплава при нагреве.

Все легирующие элементы расширяют температурную область существования статистически упорядоченной структуры ближнего порядка Жгцк в интервале температур t1 – t. При 5,0 мас.% легирующие элементы располагаются в следующий ряд:

t1 – t, С: Cr (50)W, Mo (100)V (125)Mn (150).

Степень уплотнения расплава J0 (J0 – J1) при переходе Жст→Жгцк в интервале t0 – t1 зависит от плотности легирующих элементов. При легировании чугуна более плотными по сравнению с железом элементами – вольфрамом (19,3 г/см3) и молибденом (10,2 г/см3) – значения ΔJ0 и ΔJ1– возрастают по мере повышения их содержания в чугуне, а при легировании чугуна менее плотными металлами – хромом (7,19 г/см3), ванадием (5,96г/см3) и марганцем (7,44 г/см3) – значения этих параметров уменьшаются. При 5,0 мас.% легирующие элементы могут быть расположены в следующий ряд по возрастанию:

J0·10-3, имп/с: V (5,44)Cr (6,0)Mn (10,02)Mo (11,32)W (12,3);

Jt1–tл·10-3, имп/с: V (9,8)Cr (10,02)Mn (11,32)Mo (14,0)W(14,7).

Легирующие элементы уменьшают значения коэффициента термического сжатия статистически упорядоченного расплава α1 в интервале температур t1 – t. При 5,0 мас.% легирующие элементы располагаются в следующий ряд:

1, имп/С·с: V (6,0)Cr (4,0)Mn (3,8)Mo, W(3,0).

       Следовательно, чем плотнее легирующий элемент, тем в меньшей степени сжимается жидкий сплав под воздействием температуры охлаждения до начала кристаллизации избыточного аустенита.

В качестве примера на рис. 2 и 3 приведены политермы интенсивности гамма-проникающих излучений и кристаллизационные параметры хромистых чугунов. В момент начала кристаллизации аустенита t интенсивность J скачкообразно уменьшается с выделением скрытой теплоты кристаллизации. Такая картина кристаллизации аустенита наблюдается в исходном и низкохромистых чугунах (до 6,0 мас.% Cr), а при более высоких содержаниях хрома кристаллизация аустенита происходит с резким уплотнением (уменьшением интенсивности) и снижением температуры. По мере развития процесса кристаллизации вначале скорость кристаллизации аустенита ускоряется, пока в какой-то момент при t2 взаимное столкновение растущих кристаллов не начнет заметно препятствовать их росту. Рост кристаллов аустенита замедляется, и оставшаяся жидкая фаза обогащается атомами углерода и хрома (). Эти обстоятельства приводят к более медленному темпу снижения интенсивности (плотности) гетерофазного расплава до температуры начала эвтектически-перитектического превращения . С повышением концентрации хрома до 15,0 мас.% температуры начала кристаллизации аустенита t и t2 постоянно возрастают. Температурный интервал наиболее интенсивной кристаллизации аустенита t-t2 сначала расширяется до 7,5 мас.%, а затем сужается (рис. 2 и 3, а). При эвтектически-перитектическом превращении для низкохромистых чугунов характерно скачкообразное уменьшение интенсивности с экзотермическим эффектом и наличие температурного плата на термограммах кристаллизации. Повышение содержания хрома способствует росту температуры начала кристаллизации ледебуритной и карбидной эвтектики . При содержании хрома более 6,0 мас.% в структуре чугуна начинается инверсия карбидной фазы с образованием тригонального карбида K2(FeCr)7C3, о чем свидетельствует микроструктурный, элементно-фазовый и рентгеноструктурный анализы.





В интервале температур t – происходит уплотнение гетерофазного расплава (А+Ж):

–J-Э=,

где и – интенсивность гамма-проникающих излучений при t и соответственно (рис. 3, в). Степень уплотнения расплава –J-Э зависит от содержания хрома в чугуне: максимальное уплотнение наблюдается при содержании хрома, равном 6,0 мас.%. Дальнейшее повышение содержания хрома до 15,0 мас.% способствует ее снижению в связи с тем, что кристаллизуется меньшее количество аустенита и оставшаяся часть жидкой фазы перед началом эвтектической кристаллизации обогащается атомами углерода и хрома.

В интервале температур эвтектически-перитектического превращения происходит скачкообразное уменьшение J. По мере увеличения содержания хрома температура начала эвтектически-перитектического превращения повышается (при 7,5 мас.% Cr на 75 С). До 7,5 мас.% Cr не наблюдалась разница в значениях и . При больших содержаниях хрома, когда кристаллизуется тригональный карбид К2, эвтектически-перитектическая реакция протекает в интервале температур и . Значения – существенно возрастают по мере повышения концентрации хрома (рис. 3, г), что означает увеличение количества аустенитно-карбидной эвтектики в связи со смещением эвтектической точки в сторону меньшего содержания углерода под воздействием хрома.

       Увеличение содержания хрома способствует росту температур начала и конца эвтектоидно-перитектоидного превращения в чугуне (рис. 3, б). После завершения эвтектически-перитектического превращения чугун уплотняется до 6,0 мас.% Cr, а затем степень уплотнения

– уменьшается до 15,0 мас.% Cr (рис.3, в). Это связано, по-видимому, с кристаллизацией из аустенита менее плотного вторичного карбида К2 (FeCr)7C3 (Fe3C – 7,69 г/см3; Cr7C3 – 6,92 г/см3) по сравнению с легированным цементитом в процессе охлаждения до температуры начала эвтектоидного превращения. При эвтектоидно-перитектоидном превращении наблюдается постоянный рост значений – (рис. 3, г), что свидетельствует об увеличении количества эвтектоидной составляющей чугуна. Продолжительность эвтектически-перитектического э и эвтектоидно-перитектоидного превращений постоянно увеличивается по мере повышения концентрации хрома в чугуне (рис. 3, д). Продолжительность кристаллизации избыточного аустенита изменяется по экстремальной зависимости с максимумом ее значения при 6,0 мас.% Cr, при котором происходит максимальное уплотнение расплава А+Ж (–).

Интенсивность -проникающих

  излучений J·10-3, имп/с

Температура, оС

Рис. 2. Политермы интенсивности

  гамма-проникающих излучений

Температура кристаллизации, оС

Содержание хрома, мас.%

Степень уплотнения

Расплава J·10-2, имп/с

Продолжительность

кристаллизации, мин

  Рис. 3. Влияние хрома на кристаллиза-

  ционные параметры белого чугуна


       

       Кристаллизационные параметры и структурообразование. Хром и вольфрам повышают температуру начала кристаллизации избыточного аустенита t до 15,0 мас.%. Марганец снижает эту температуру до 5,0 мас.%, молибден снижает t на 40 С при 2,0 мас.% Мо, а затем повышает ее на 60 С при 5,0 мас.% Мо. Увеличение содержания ванадия до 3,0 мас.% повышает температуру t, а затем снижает ее до 7,0 мас.% V.

Вольфрам, молибден и марганец снижают температуру начала эвтектического превращения , а хром повышает ее. Ванадий до 2,0 мас.% практически не влияет на эту температуру, а при содержании ванадия более 2,0 мас.% сплав кристаллизуется без эвтектического превращения.

       Хром существенно повышает температуру начала эвтектоидного превращения , а вольфрам незначительно снижает эту температуру. Марганец, молибден и ванадий изменяют температуру по экстремальной зависимости с максимумами при 2,0 мас.% Мо, 3,0 мас.% Mn и 2,0 мас.% V.

       В вольфрамовых (более 7,5 мас.%), молибденовых (более 1,5 мас.%) и ванадиевых (более 3,0 мас.%) чугунах на политермах интенсивности гамма-проникающих излучений зафиксирован  перегиб tК, характеризующий температуру начала кристаллизации карбидных фаз [(FeW)6C, -(MoFe)23C6, VC] в интервале температур t–. Причем с повышением концентрации молибдена и вольфрама температура кристаллизации карбидных фаз tК снижается, а в ванадиевых чугунах, наоборот, повышается.

       Степень уплотнения гетерофазного расплава А+Ж и А+Ж+К – увеличивается при легировании чугуна молибденом и вольфрамом до 5,0 мас.%, а при легировании чугуна хромом и марганцем она изменяется по экстремальной зависимости с максимумами ее значения при 6,0 мас.% Cr и 3,0 мас.% Mn.

       Степень уплотнения расплава при эвтектической или эвтектически-перитектической кристаллизации - ΔJЭ и - ΔJЭ-П увеличивается при повышении концентрации легирующих элементов.

       Степень уплотнения при эвтектоидном превращении –увеличивается при легировании хромом, ванадием и марганцем (до 3,0 мас.% включительно с дальнейшим уменьшением ее до 5,0 мас.%). При легировании вольфрамом и молибденом на политермах интенсивности и термограммах наблюдается только перегиб.

       Значения коэффициента термического сжатия 2 в интервале температур от t до t2 (tК) изменяются по экстремальной зависимости от концентрации легирующих элементов с максимумами его значений при 7,5 мас.% Cr, 2,0 мас.% Мо, 2,5 мас.% W и Mn. Единственный элемент – ванадий –постоянно повышает 2 до 7,0 мас.%.

       Коэффициент термического сжатия гетерофазного расплава 2 в интервале температур tК – также изменяется от концентрации легирующих элементов (за исключением хрома) по экстремальной зависимости с максимумами при 2,0 мас.% W и Mn, 1,5 мас.% Mo, 3,0-4,0 мас.% V. Значения коэффициента 2  зависят от темпа кристаллизации аустенита в интервале температур (tК – ) и степени насыщения расплава углеродом и легирующими элементами.

       Ванадий образует собственный карбид VC, а остальные легирующие элементы Mn, W, Mo – карбиды цементитного типа, а при больших содержаниях W и Mo кристаллизуются карбиды типа М6C и M23C6. При легировании чугуна наблюдается общая  тенденция измельчения структуры металлической основы (П→С→Т), диспергирования карбидных фаз и увеличения их количества. Также измельчается карбидная эвтектика, располагающаяся на границе структурных составляющих аустенит – карбидная фаза цементитного типа. Кроме того, повышение концентрации легирующих элементов способствует ферритизации металлической основы и увеличению количества стабилизированного аустенита. Термодинамически все исследованные элементы (Cr, W, Mo, V) стабилизируют феррит и способствуют полиморфному превращению Feγ→Feα. Однако, замедляя диффузионные процессы, эти элементы тормозят распад переохлажденного аустенита. Поэтому в структуре высоколегированных чугунов при комнатной температуре сохраняется остаточный аустенит.

Физические свойства. Основной причиной снижения плотности, электро- и теплопроводности чугуна является насыщение металлической основы, карбидных фаз и эвтектики атомами легирующих элементов.

Начало кристаллизации тригонального карбида К2 (FeCr)7C3 при 6,0 мас.% Cr сопровождается резким уменьшением плотности и электропроводности белого чугуна при незначительном изменении его теплопроводности. В интервале концентрации хрома от 6,0 до 7,5 мас.%, в котором происходит полная инверсия карбидной фазы с образованием тригонального карбида К2, значения плотности, электро- и теплопроводности чугуна скачкообразно возрастают вследствие кристаллизации более компактной карбидной фазы, равномерно распределенной в структуре чугуна (рис. 4). Дальнейшее увеличение хрома до 15,0 мас.% способствует к уменьшению плотности, электро- и теплопроводности чугуна вследствие измельчения металлической основы, карбидной эвтектики и образования большого количества карбидной фазы К2, феррита и стабилизированного аустенита, приводящих к увеличению протяженности границ раздела фаз.

Плотность,  г/см3 (103 кг/м3)

Содержание хрома, мас.%

Теплопроводность,  Вт/(м·к)

Удельное электросопротивление,

·10-8 Ом·м

Рис. 4. Зависимость физических свойств белого чугуна от

содержания хрома

       По мере повышения концентрации вольфрама и молибдена плотность увеличивается (до 15,0 мас.% W и 3,0 мас.% Мо), электро- и теплопроводность чугуна уменьшаются. Плотность и электро- и теплопроводность легированных Mn, Cr и V чугунов уменьшаются по мере повышения их концентраций. По абсолютной величине физических свойств белого чугуна легирующие элементы (при 5,0 мас.%) могут быть расположены в следующий восходящий ряд:

– теплопроводность, В/(м ⋅ К): Mn (9,0)Mo (10,5)W (13,0) V (16,0)Cr (17,8);

– удельное электросопротивление, Ом ⋅ м: Cr (8,5)V (9,5)Mn (13,0)Mo (13,5)W (14,5);

– плотность при 20 С, г/см3: V (7,58)Mn (7,64)Cr (7,65)Mo (7,67)W (7,68).

Таким образом, плотность белых чугунов зависит от плотности легирующих элементов при 20С. Более сложное влияние оказывают легирующие элементы на электро- и теплопроводность.

Твердость и износостойкость (рис. 5, 6). Ванадий и марганец повышают твердость белого чугуна в литом состоянии соответственно до 7,0 мас.% V (45 HRC) и 5,0 мас.% Mn (49 HRC). При легировании чугуна Cr, Mo и W твердость чугуна изменяется по экстремальной зависимости от концентрации легирующих элементов: максимальная твердость наблюдалась при 4,0 мас.% Mo (51 HRC), 7,5 мас.% Cr (42 HRC) и 10,0 мас.% W (51 HRC). Для выяснения причины изменения твердости белого чугуна определялась микротвердость его структурных составляющих. Микротвердость хромистой карбидной фазы повышается по мере увеличения содержания хрома до 15,0 мас.% (1800 Н50), причем при кристаллизации тригонального карбида она повышается скачкообразно. По аналогичной зависимости изменяется и микротвердость карбидной эвтектики до 15,0 мас.% Cr (1200 Н50). Микротвердость металлической основы повышается до 7,5 мас.% Cr (560 Н50) с последующим ее снижением до 15,0 мас.% Cr (420 Н50) из-за ферритизации и  увеличения количества остаточного аустенита.

Из-за дисперсности карбидных фаз не удалось определить микротвердость карбидных фаз в вольфрамовых и молибденовых чугунах. Микротвердость карбидной эвтектики вольфрамового и молибденового чугунов монотонно возрастает до 15,0 мас.% W (1260 Н50) и 5,0 мас.% Мо (1210 Н50).

Микротвердость металлической основы вольфрамового (800 Н50 при 10,0 мас.%) и молибденового (900 Н50 при 4,0 мас.% Мо) чугуна существенно возрастает по сравнению с нелегированным чугуном (300 Н50). При больших содержаниях вольфрама и молибдена микротвердость металлической основы снижается вследствие ее ферритизации. При легировании чугуна марганцем до 5,0 мас.% наблюдается увеличение микротвердости металлической основы (600 Н50) и карбидной эвтектики (1100 Н50). Микротвердость металлической основы (570 Н50) и карбидной эвтектики (1300 Н50) возрастает до 7,0 мас.% V.

Твердость, HRC

Содержание легирующих элементов, мас.%

Рис. 5. Зависимость твердости белого чугуна от содержания легирующих элементов

Относительная износостойкость

Содержание легирующих элементов, мас.%

Рис. 6. Влияние легирующих элементов на износостойкость белого чугуна в литом состоянии

По эффективности повышения твердости и микротвердости структурных составляющих белого чугуна легирующие элементы можно при их содержаниях 4,0-5,0 мас.% расположить в следующий ряд:

HRC: Cr (41) → V (44) → Mn (49) → Mo, W (51);

H50 (металлическая основа): Cr (500)→Mn (560)→V (565)→W (600)→Mo (800);

H50 (ледебуритная или карбидная эвтектика):

Cr (900) → Mn, W (1100) → Mo (1210) → V (1260).

По мере повышения концентрации ванадия и марганца износостойкость чугуна возрастает до 7,0 мас.% V (КИ =1,17) и 5,0 мас.% Mn (КИ =1,12). Износостойкость хромистого, вольфрамового и молибденового белого чугуна изменяется по экстремальной зависимости с максимумами при 7,5 мас.% Cr (КИ =1,38), 7,5-10,0 мас.% W (КИ =1,30) и 4,0 мас.% Мо (КИ =1,5).

По эффективности повышения износостойкости белого чугуна легирующие элементы при их содержаниях 4,0-5,0 мас.% располагаются в следующий ряд:

КИ: Mn (1,12) → V (1,15) → W (1,27) → Cr (1,30) → Mo (1,50).

Таким образом, анализ полученных данных позволяет сделать вывод о том, что между твердостью, микротвердостью структурных составляющих и износостойкостью легированных белых чугунов в литом состоянии существует определенная корреляционная связь.

Коррозионностойкость. Исходный белый чугун имел следующие показатели коррозии: = 7,4 см3/(см2 · ч); m·10-3 = 20 г/(см2 · ч); m·10-3 = 61 г/ч. До 6,0 мас.% Cr показатели коррозии снижаются (= 5,5 см3/(см2 · ч); m·10-3 = 16 г/(см2 · ч); m·10-3 = 47 г/ч) вследствие пассивирующего воздействия хрома. В интервале концентрации 6,0-7,5 мас.% происходит инверсия карбидной фазы с образованием тригонального карбида К2, скорость коррозии возрастает (= 6,4 см3/(см2 · ч); m·10-3= 17 г/(см2 · ч); m·10-3= 50 г/ч.) из-за кристаллизации большого количества тригонального карбида в эвтектике. Начиная с концентрации хрома более 7,5 мас.% скорость коррозии вновь уменьшается до 10,0 мас.% Cr (= 3,7 см3/см2·ч; m·10-3=10 г/см2·ч; m·10-3=30 г/ч.) вследствие дальнейшей пассивации металлической основы и кристаллизации тригонального карбида компактной формы в эвтектике. При высоких содержаниях хрома (12,5-15,0 мас.%) вследствие ферритизации металлической основы, измельчения структурных составляющих продуктов распада переохлажденного аустенита коррозионная стойкость уменьшается ( = 5,5 см3/(см2 · ч); m·10-3 = 15 г/(см2 · ч); m·10-3 = 45 г/ч). Таким образом, показатели коррозии изменяются по обратной зависимости от размера карбидных частиц. В гетерофазных сплавах (белые чугуны) коррозионная стойкость зависит от количества микрогальванических пар, возникающих между структурными составляющими. Оптимальной концентрацией хрома для достижения максимальной коррозионностойкости чугуна является 10,0 мас.% Cr.

               Самые низкие показатели коррозии чугуна наблюдаются при содержании 1,5 мас.% Mn (= 3,2 см3/(см2 · ч); m·10-3 = 11 г/(см2 · ч); m·10-3 = 30 г/ч). Повышение концентрации марганца до 3,0 мас.% способствует росту показателя коррозии (= 5,7 см3/(см2 · ч); m·10-3 = 16г/(см2 · ч); m·10-3= 40 г/ч). Дальнейшее увеличение содержания марганца до 5,0 мас.% вновь снижает показатели коррозии (= 3,5 см3/(см2 · ч); m·10-3 = 15 г/(см2 · ч); m·10-3 = 33 г/ч). Повышение коррозионностойкости в среднем по показателям коррозии в 1,8-2,3 раза по сравнению с исходным чугуном при 1,5 мас.% Mn можно объяснить пассивирующим действием марганца, хотя наблюдается измельчение карбидных частиц цементитного типа.

               При легировании белого чугуна возрастающим количеством вольфрама (до 15,0 мас.%), молибдена (до 5,0 мас.%) и ванадия (до 7,0 мас.%) значения показателей коррозии белого чугуна значительно снижаются: примерно в 2,1 раза (), 2,67 раза (Δm) и 2,8 раза (Δm) для вольфрамового чугуна; в 3 раза (), 2,67 раза (Δm) и 2,74 раза (Δm) для молибденового чугуна; в 2,25 раза (), 2,54 раза (Δm) и 2,1 раза (Δm) для ванадиевого чугуна. В общем случае при легировании белого чугуна W, Mo и V наблюдается повышение коррозионностойкости из-за пассивирующего их действия и кристаллизации более коррозионностойких карбидных фаз, хотя наблюдается общая тенденция измельчения карбидных фаз и металлической основы. В данном случае между скоростью коррозии и дисперсностью структурных составляющих существует прямая корреляция.

               Наиболее коррозионностойкими являются чугуны с содержанием хрома 10,0 мас.%, марганца 1,5 мас.%, вольфрама 15,0 мас.%, молибдена 5,0 мас.% и ванадия 7,0 мас.%.

Жаростойкость (окалиностойкость). Анализ кривых ДТА показал, что для исходного и хромистых чугунов до 200 С включительно значения разности температур остаются без изменения, т. е. не происходит прирост массы образцов, и белые чугуны хорошо сопротивляются окислению в отличие от серого чугуна. Начиная с этой температуры, происходит резкое повышение разности температур до 500 С с последующим медленным темпом роста до определенной температуры испытания t1. При температуре t1 на кривых ДТА наблюдается эндотермический эффект в районе температур 800-870 С. При дальнейшем повышении температуры до 1000 С значение разности температур вновь возрастает.

Начиная с концентрации хрома 7,5 мас.%, на кривых ДТА наблюдается пик, характеризующий экзотермический эффект образования сплошной оксидной пленки при температуре t2 (~550 С), защищающей чугун от дальнейшего окисления. С повышением концентрации хрома от 7,5 до 15,0 мас.% температура начала экзотермического эффекта повышается. Например, при 15,0 мас.% Cr t2 = 640 С. Максимальный эффект экзотермического процесса (высота пика на кривых ДТА) наблюдается при 10,0 мас.% Cr. При дальнейшем увеличении содержания хрома до 15,0 мас.% данный эффект ослабляется вследствие сублимации оксидной пленки.

Температура начала распада карбидных фаз t1 повышается по мере увеличения содержания хрома, так как хром стабилизирует карбидную фазу.

В работе подробно описано влияние Mo, W, Mn на жаростойкость белого чугуна и значения температур t1 и t2. Ванадиевые чугуны не подвергались исследованию на жаростойкость в связи с интенсивным испарением (сублимацией оксидной пленки) ванадия при высоких температурах.

Более высокую скорость окисления вышеуказанных легированных белых чугунов по сравнению с хромистыми можно объяснить образованием рыхлой оксидной пленки и большим значением коэффициента φ, характеризующего отношение объема моля оксида к грамм-атому металла. При φ > 2,5 за счет разности объемов оксидная пленка вольфрама (например, φw = 3,36) и молибдена растрескивается и осыпается с поверхности металла и окалиностойкость снижается.

Повышение окалиностойкости марганцевых чугунов можно объяснить образованием плотной марганцевой оксидной пленки (Fe, Mn)O и MnO и насыщением металлической основы марганцем. Пористость и трещины в оксидном слое не наблюдаются (φMn < 2,5). Таким образом, для повышения жаростойкости комплексно-легированных белых чугунов необходимо использование в качестве легирующих элементов хрома и марганца, т. е. элементов, обладающих высоким средством к кислороду.

Температурно-временной режим термической обработки. Изучено влияние температурно-временных режимов термической обработки (закалка с последующим низкотемпературным отпуском) легированных низкоуглеродистых белых чугунов на их твердость и износостойкость. Исследовалось влияние температуры закалки (850, 900 и 1000 С) на твердость и износостойкость легированных чугунов. В качестве закалочной среды применялось минеральное масло, так как легированные чугуны обладают низкой теплопроводностью.

Увеличение температуры закалки чугуна способствует растворению карбида цементитного типа в низкохромистых чугунах (до 6,0 мас.%), росту аустенитного зерна, повышению прокаливаемости, стабилизации аустенита. Эти обстоятельства приводят к экстремальной зависимости твердости чугуна от температуры закалки. Максимум твердости (64 HRC) наблюдался при температуре закалки 900 С и содержании 6,0 мас.% Сr. В высокохромистых чугунах (7,5-15,0 мас.% Сr) с карбидными частицами тригонального типа К2 твердость закаленного чугуна повышается с увеличением температуры закалки до 1000 оС (при 10,0 мас.% Сr 63 HRC, при 15,0 мас.% Сr 56 HRC). Экстремальную зависимость твердости высокохромистого чугуна от концентрации хрома можно объяснить тем, что пересыщенный атомами углерода и хрома аустенит стабилизируется и твердость чугуна снижается. Таким образом, для низкохромистых чугунов оптимальной температурой закалки является 900 оС, а для высокохромистых – 1000 С.

Совершенно иной характер температурной зависимости твердости закаленных чугунов наблюдается в марганцевых сплавах. Если твердость марганцевых литых чугунов монотонно возрастает по мере повышения концентрации марганца до 5,0 мас.% Mn (48 HRC), то после закалки с 850 С максимальная твердость чугуна (62 HRC) наблюдается при содержании марганца 1,5-2,5 мас.% с последующим ее резким снижением до 5,0 мас.% Mn (48 HRC), т.е. твердость доходит до значения твердости литого чугуна. С повышением температуры закалки твердость чугуна снижается по мере роста концентрации марганца. Чем выше температура закалки, тем ниже твердость чугуна. При температуре закалки 1000 С твердость чугуна с 3,0-5,0 мас.% Mn становится ниже, чем у чугуна в литом состоянии (при 1000 С и 4,0-5,0 мас.% Mn 34,5 HRC). Максимальная твердость чугуна (62 HRC) наблюдается при температуре закалки 850 С и содержании марганца 1,5-2,5 мас.%.

В отличие от хромистых и марганцевых чугунов концентрационная зависимость твердости закаленных вольфрамовых и молибденовых сплавов существенно изменяется. Твердость закаленных с 850 С вольфрамовых чугунов возрастает по мере повышения концентрации вольфрама до 7,5 мас.% (65 HRC), а затем незначительно снижается на 1,0-1,5 единиц по HRC до 15,0 мас.% W. Твердость молибденовых чугунов увеличивается до 2,5-3,0 мас.% Мо (66 HRC), а затем также снижается до 5,0 мас.% Mо (64,5 HRC). Повышение температуры закалки до 1000 С существенно снижает твердость вольфрамового чугуна до 5,0 мас.% W, а затем она стабилизируется на уровне 59 HRC при температуре закалки 900 С и 57 HRC – при 1000 С. Аналогичная картина изменения твердости чугуна от температуры закалки и содержания молибдена наблюдается в молибденовых чугунах: при закалке 900 оС твердость стабилизируется на уровне 62-62,5 HRC и при закалке с 1000 С твердость соответствует 54,5 HRC для исследованных концентраций молибдена. Повышение твердости вышеуказанных чугунов при закалке с температуры 850 С связано с увеличением прокаливаемости вследствие частичного растворения карбидов цементитного типа, а снижение твердости по мере роста температуры закалки – с интенсивным переходом легирующих элементов и углерода в твердый раствор, стабилизацией аустенита и уменьшением доли карбидной фазы. Оптимальной температурой закалки вольфрамовых и молибденовых чугунов, обеспечивающей максимальную твердость на уровне 65 HRC, является 850 С.

Максимальная твердость закаленных ванадиевых чугунов наблюдается при температурах закалки 850-900 С (62-64,5 HRC при 1,0-7,0 мас.% V). Таким образом, оптимальными содержаниями легирующих элементов для достижения максимальной твердости при соответствующих температурах закалки являются, мас.%: 6,0-7,5 Cr; 2,0-2,5 Mn; 2,0 – 2,5 Mо; 5,0-5,5 W; 1,0-2,0 V.

На следующем этапе исследовалось влияние температуры (300, 400, 500, 600 С) и продолжительности отпуска (1, 2, 3 ч) на твердость легированных чугунов. Установлено, что с увеличением температуры отпуска твердость чугуна снижается. Оптимальной температурой отпуска является 300 С, а время выдержки при этой температуре – 2 ч. При отпуске легированных чугунов, закаленных с температур 850-1000 С, наблюдается тенденция снижения твердости по сравнению с закаленными, что связано с частичным снятием внутренних напряжений и обеднением мартенсита атомами углерода в связи с образованием ε-карбида в отпущенном мартенсите (с/а1).

Максимальная износостойкость закаленных хромистых чугунов была достигнута при 5,0-7,5 мас.% Cr (КИ = 1,8-2,0), а в марганцевых чугунах – при 1,5-2,0 мас.% Mn (КИ = 1,75). В вольфрамовых и молибденовых чугунах максимальная износостойкость наблюдается при 2,5 мас.% W (КИ = 1,53) и 5,0 мас.% Мо (КИ = 1,54). В ванадиевых чугунах твердость и износостойкость резко возросла до 4,0 мас.% (КИ = 2,0) и на этом уровне стабилизировалась до 6,0 мас.% V. После низкотемпературного отпуска максимальная износостойкость была достигнута при концентрациях 7,5 мас.% Cr (КИ = 1,75), 2,0 мас.% Mn (КИ = 1,75); 2,5 мас.% W (КИ = 1,75); 2,0 мас.% Мо (КИ = 1,60); 4,0-7,0 мас.% V (КИ = 1,75).

Таким образом, после полного цикла термической обработки твердость и износостойкость легированных чугунов повышаются. Между твердостью и износостойкостью легированных чугунов существует прямая корреляция.

Пятая глава посвящена исследованию влияния карбидообразующих (W, Mo, V, Mn) и графитизирующих (Cu, Ni, Al, Sn) элементов на строение расплава, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого хромистого белого чугуна в литом и термообработанном  состояниях.

В качестве базового сплава был использован чугун прежнего состава с содержанием 6,0 мас.%, при котором начинается инверсия карбидной фазы с образованием тригонального карбида К2. Содержание Мо и Mn варьировалось от 1,0 до 5,0 мас.% через 1 мас.%, V –  от 1,0 до 7,0 мас.% через 1,0 мас.%, W – от 2,5 до 15,0 мас.% через 2,5 мас.%, Cu, Ni – от 0,5 до 2,5 мас.% через 0,5 мас.%, Sn – от 0,5 до 1,0 мас.% через 0,5 мас.%, Al – от 0,5 до 2,0 мас.% через 0,5 мас.%.

Жидкое состояние. Установлено, что  степень уплотнения хромистого расплава Јж от  1550 С до температуры начала кристаллизации аустенита tл резко уменьшается (в 2,2-2,4 раза) по мере повышения содержания карбидообразующих элементов W, Mo, V, Mn, т. е. эти расплавы подвергаются усадке в меньшей степени, чем хромистый при охлаждении до tл. При этом коэффициент термического сжатия ж также существенно уменьшается (в 2,0-5,0 раз), что свидетельствует о малой величине усадки жидкой фазы от температуры охлаждения.

При легировании хромистого чугуна графитизирующими элементами Cu (0,1, 0,25, 0,5, 0,75, 1,0 мас.%), Ni (0,5, 1,0, 1,5, 2,0, 2,5 мас.%), Sn (0,1, 0,25, 0,5, 0,75, 1,0 мас.%) и Al (0,25, 0,5, 1,0, 1,5, 2,0 мас.%) концентрационная зависимость параметров жидкого состояния (–Јж и ж) имеет экстремальный характер: минимальные значения этих параметров наблюдаются при 0,25 мас.% Cu, 0,5 мас.% Sn, 1,0 мас.% Al, а максимальные значения при 1,5 мас.% Ni. Таким образом, единственный элемент – Ni – интенсивно уплотняет хромистый расплав (–Јж=11·102 имп/с) с максимальным коэффициентом термического сжатия (ж=6,0 имп/(с·С)), а остальные элементы Cu, Al и Sn разуплотняют хромистый расплав (–Јж=0,8·102 имп/с для Sn; –Јж=3,0·102 имп/с для Cu; –Јж=3,0·102 имп/с для Al) с минимальными значениями коэффициента термического сжатия (ж=2,0 имп/(с·С) для Sn; ж=2,1 имп/(с·С) для Cu; ж=2,2 имп/(с·С) для Al). Следовательно, строение хромистого расплава существенно изменяется от вида и содержания графитизирующих легирующих элементов.

Кристаллизация. Легирующие элементы W, Mo и Mn понижают температуру начала кристаллизации аустенита tл, карбидов tк, карбидной эвтектики t и эвтектоида tнА. При этом продолжительность протекания соответствующих реакций  э, л, А сокращается. Исключением является хромистый чугун, легированный ванадием. Он повышает температуры tл, tк, t и уменьшает продолжительность соответствующих превращений. Температура начала эвтектоидного превращения  tнАи его продолжительность Ауменьшаются.

Легирующие элементы W, Mo, V и Mn способствуют уменьшению степени уплотнения гетерофазного расплава А+Ж (А+К+Ж) хромистого чугуна –Јл-э. Коэффициент термического сжатия 2 гетерофазного расплава в интервале температур  tл – t увеличивается по мере повышения концентрации V и Mn, а в хромомолибденовых и хромовольфрамовых, наоборот, уменьшается.  Это свидетельствует о том, что в последних расплавах интенсивность кристаллизации избыточного аустенита снижается по мере повышения концентрации W (до 15,0 мас.%) и Мо (до 5,0 мас.%).

Степени уплотнения расплава при эвтектическом  (-Јэ) и эвтектоидном (-ЈА) превращениях увеличиваются по мере повышения концентрации W, Mo и Mn. Ванадий, наоборот, незначительно уменьшает значения (–Јэ) и (–ЈА). Следовательно, ванадий в отличие от других легирующих элементов уменьшает количество эвтектической и эвтектоидной составляющих.

Экспериментально доказано, что в интервале кристаллизации tл – t в хромованадиевых, хромомолибденовых и хромовольфрамовых чугунах кристаллизуются соответствующие карбидные фазы.

Графитизирующие элементы оказывают более сложное влияние на кристаллизационные параметры хромистого чугуна. Температура начала кристаллизации аустенита tл повышается до 1,0 мас.% Cu и Sn, до 1,0 мас.% Ni и до 0,5 мас.% Al. Температура начала кристаллизации эвтектики tпостоянно повышается при легировании хромистого чугуна никелем  до 2,5 мас.% и оловом до 1,0 мас.%. При легировании чугуна медью и алюминием эта температура изменяется по экстремальной зависимости с минимумами ее значений при 0,25 мас.% Cu и 1,0 мас.% Al.  Температура конца эвтектического превращения t практически не изменяется при легировании чугуна оловом до 1,0 мас.%, при легировании медью она понижается до 1,0 мас.%, а при легировании никелем значение tизменяется по экстремальной зависимости с минимумом ее при 1,0 мас.% Al.

Таким образом, температурные интервалы кристаллизации аустенита и эвтектики изменяются от вида и количества графитизирующих элементов.

Температуры начала и конца эвтектоидного превращения уменьшаются при легировании хромистого чугуна медью до 1,0 мас.% и никелем до 2,5 мас.%. При легировании алюминием и оловом эти температуры изменяются по экстремальной зависимости с максимумом при 0,5 мас.% Sn и минимумом при 1,0 мас.% Al.

Степень уплотнения при кристаллизации аустенита (–Јл) зависит от температурного интервала его кристаллизации. Минимальные значения –Јл наблюдаются при 0,25 мас.% Cu и 1,0 мас.% Al, а максимальное – при 1,0 мас.% Ni. Олово постоянно уменьшает степень уплотнения расплава при кристаллизации аустенита до 1,0 мас.%.

Степень уплотнения чугуна при эвтектическом превращении (–Јэ) постоянно возрастает при легировании хромистого чугуна Cu, Ni и Sn.  При легировании чугуна алюминием минимальная степень уплотнения (–Јэ) наблюдается при 1,0 мас.%. Степень уплотнения при эвтектоидном превращении  (–ЈА) возрастает при легировании чугуна Cu и Ni, а при легировании алюминием и оловом максимальная степень уплотнения (–ЈА) наблюдается при 0,5 мас.% Sn и 1,0 мас.% Al.

Повышение концентрации графитизирующих элементов способствует измельчению структурных составляющих карбидной эвтектики и металлической основы хромистого чугуна. При больших содержаниях графитизирующих элементов намечается общая тенденция «округления» карбидной фазы К2 в составе карбидной эвтектики. Кроме того, при содержании никеля 2,5 мас.% в структуре кристаллизуются зерна стабилизированного аустенита на фоне карбидной эвтектики.

Физико-механические свойства в литом состоянии. Плотность при 20 С комплексно-легированных чугунов зависит от плотности легирующих элементов. Легирующие элементы вольфрам и молибден повышают плотность, а марганец и ванадий снижают ее.

Как правило, все легирующие элементы снижают теплопроводность хромистого чугуна. Наиболее сильно уменьшает теплопроводность чугуна марганец.

Комплексное легирование белого хромистого чугуна в большей степени снижает его теплопроводность, чем при одиночном легировании, следовательно, комплексно-легированные белые чугуны более склонны к образованию трещин в сложных по конфигурации отливках при закалке. Удельное электросопротивление комплексно-легированных чугунов возрастает по мере повышения концентрации Mo, Mn до 5,0 мас.%, W до 10,0 мас.%. При больших концентрациях W (более 10,0 мас.%) оно уменьшается вследствие частичной ферритизации металлической основы. При содержании ванадия 1,0 мас.% из-за раскисляющего действия  хромистого чугуна возрастает, так как дисперсные продукты раскисления, по-видимому, остаются в жидком чугуне.  При дальнейшем повышении концентрации ванадия до 5,0 мас.% оно снижается  вследствие кристаллизации более компактного ванадиевого карбида VС. Увеличение при содержаниях более 5,0 мас.% V, вероятно, связано с образованием большого количества мелкодисперсных карбидных частиц (VС), на которых возможно рассеивание электронов проводимости.

По эффективности повышения электро- и теплопроводности хромистого чугуна легирующие элементы (5,0 мас.%) могут располагаться в следующий ряд:

λ, Вт/(м ⋅ К): Мо(13,1)→W(13,2)→V(14,2)→Mn(15,0) (хромистый чугун – 16,6, Вт/(м · К));

ρ 10-8, Ом⋅м: Mn (15,0)→V (14,2)→W (13,2)→Мо (13,1) (исх. хромистый чугун – 11,6·10-8 Ом⋅м).

В комплексно-легированных чугунах твердость изменяется от концентрации легирующих элементов (W и Mo) по экспоненциальной зависимости (рис. 7, а), как в одиночном легировании, с максимумами при 3,0 мас.% Мо, 10,0 мас.% W.

В отличие от бесхромистых (молибденовых, вольфрамовых, марганцевых) в комплексно-легированных хромистых чугунах твердость выше на 5-10 HRC, причем с увеличением содержания легирующих элементов эта разница уменьшается, что связано с дополнительной ферритизацией металлической основы и стабилизацией аустенита под действием хрома и молибдена. В хромованадиевых чугунах твердость по абсолютной величине выше, чем в ванадиевых до 5,0 мас.% V. При содержаниях ванадия 5,0-7,0 мас.% значения твердости нивелируются на уровне 45 HRC. Твердость хромованадиевых чугунов от концентрации ванадия уменьшается, а твердость ванадиевых чугунов, наоборот, возрастает до 7,0 мас.% V (рис. 7, б). Это обусловлено тем, что в связи с сильно карбидообразующим действием ванадия затрудняется образование тригонального хромистого карбида К2 из-за уменьшения содержания углерода. По эффективности повышения твердости хромистого чугуна легирующие элементы (3,0 мас.%) могут быть расположены в следующий восходящий ряд:

V (46 HRC)→W (47 HRC)→Mn (52,5 HRC)→Mo (56 HRC).

Твердость HRC

Содержание легирующих элементов, мас.%

Рис. 7. Влияние легирующих элементов на твердость белого чугуна

Максимальная твердость хромистого чугуна в литом состоянии достигается при следующих содержаниях легирующих элементов: 3,0 мас.% Мо (56 HRC), 10,0 мас.% W (56 HRC), 5,0 мас.% Mn (55 HRC), 0 мас.% V (47 HRC).

Теплопроводность хромистого чугуна резко снижается при дополнительном легировании графитизирующими элементами. Наиболее интенсивно ее снижает никель при содержании его более 1,5 мас.%. Твердость хромистого чугуна изменяется от содержания графитизирующих элементов по экстремальной зависимости с минимумом ее значения при 0,25 мас.% Cu (51 HRC), 0,5 мас.% Ni (51 HRC), 0,1 мас.% Sn и 0,25 мас.% Al с последующим ростом твердости до 1,0 мас.% Cu и Sn, до 2,0 мас.% Al (~55 HRC). Исключением является хромистый чугун, легированный никелем более 1,5 мас.%, где наблюдается повторное снижение твердости до 2,5 мас.% Ni (53 HRC) в связи с аустенизацией металлической основы. Микротвердость тригонального карбида монотонно повышается до 1,0 мас.% Cu и 2,0 мас.% Ni, а микротвердость карбидной эвтектики изменяется по экстремальной зависимости от концентрации легирующих элементов с минимумом ее значений при 0,25 мас.% Cu и 1,0 мас.% Ni. Это явление обусловлено кристаллизацией мелкодисперсной графитной фазы в пространстве между ветвями тригонального карбида. Микротвердость металлической основы монотонно возрастает по мере увеличения содержания до 1,0 мас.% Cu и до 1,5 мас.% Ni с последующим ее снижением до 2,5 мас.% Ni.

Эксплуатационные свойства в литом состоянии. Относительная износостойкость вольфрамовых, молибденовых и марганцевых чугунов, содержащих 6,0 мас.% Cr, изменяется от концентрации легирующих элементов в соответствии с изменениями твердости. Максимальные значения относительной износостойкости КИ наблюдаются при концентрациях 3,0 мас.% Мо (КИ = 1,75), 5,0 мас.% Mn (КИ = 1,4), 10,0 мас.% W (КИ = 1,6), 1,0-7,0 мас.% V (КИ = 1,25).

В хромованадиевых чугунах, несмотря на уменьшение твердости от концентрации ванадия, относительная износостойкость незначительно повышается до КИ = 1,25 при содержаниях 1,0-7,0 мас.% V. Это связано, по-видимому, с кристаллизацией мелких частиц карбида ванадия в структуре чугуна, соответствующей принципу Шарпи.

По эффективности повышения относительной износостойкости хромистого чугуна легирующие элементы (3,0 мас.%) могут быть расположены в следующий восходящий ряд:

КИ: V, W(1,25)→Mn (1,4)→Мо (1,51).

Следовательно, между твердостью и относительной износостойкостью комплексно-легированного хромистого белого чугуна также существует прямая корреляция.

С увеличением содержания легирующих элементов показатели коррозии хромистого белого чугуна (m, m,) уменьшаются (возрастает коррозионностойкость) до определенной их концентрации: до 3,0 мас.% Мо; до 10,0 мас.% W; до 2,5 мас.% Mn; до 2,5 мас.% V. При дальнейшем увеличении содержания легирующих элементов коррозионностойкость хромистого чугуна резко снижается, в особенности у вольфрамовых и марганцевых чугунов. Данное явление связано с измельчением структурных составляющих – металлической основы и карбидных частиц, вследствие чего возрастает количество микрогальванических пар (карбид – металлическая основа). По эффективности повышения коррозионностойкости хромистого чугуна легирующие элементы могут быть расположены в следующий восходящий ряд при оптимальных концентрациях легирующих элементов:

m, г/ч: V (35)→W (28)→Mn (20)→Мо (19);  m, г/(см2 · ч): V (11)→W (9)→Mn (7)→Мо (7);

, см3/(см2 · ч): V (3,3)→W (2,4)→Mn (1,6)→Мо (1,5).

Примерно по такой же зависимости распределяются элементы по повышению твердости и относительной износостойкости хромистого чугуна в литом состоянии.

На жаростойкость хромистого белого чугуна в литом состоянии легирующие элементы практически существенного влияния не оказывают, кроме марганца: если скорость окисления хромистого чугуна составляет 6-7 г/см2 при 1000 С (время выдержки 6 ч), то при оптимальных содержаниях марганца 1,5-2,5 мас.% она составляет 4-5 г/см2.

Жаростойкость хромистого чугуна резко возрастает при легировании его медью и оловом. В этих чугунах при температурах 550-590 С наблюдается экзотермический эффект с образованием плотной оксидной пленки. В хромоникелевых чугунах жаростойкость изменяется по сложной зависимости от концентрации никеля. При температурах испытания (500-1000 С) максимальная жаростойкость наблюдается при 1,5 мас.% Ni.

Эксплуатационные свойства комплексно-легированных чугунов в термообработанном состояниях. Термообработанные комплексно-легированные белые чугуны обладают высокой твердостью (рис. 8, а). Как правило, отпущенные после воздушной закалки чугуны имеют более низкую твердость (на 2,0-2,5 HRC). Максимальная твердость хромистых чугунов наблюдалась при легировании 1,0 мас.% Мо (65 HRC), более 2,0 мас.% W (65 HRC), 1,0-2,0 мас.% Mn (62,5 HRC) и 1,0-2,0 мас.% V (63-64 HRC). Уменьшение твердости термообработанных хромистых чугунов при сверхоптимальных содержаниях легирующих элементов обусловлено стабилизацией аустенита, который при охлаждении частично распадается на сорбито-трооститную структуру.

Наиболее высокой износостойкостью обладают после воздушной закалки хромистые чугуны, легированные 1,0 мас.% Мо (КИ = 3,0); 2,5 мас.% W (КИ = 2,2); 0,5-1,0 мас.% Mn (КИ = 3,5); 4,0 мас.% V (КИ = 2,75). После низкотемпературного отпуска износостойкость комплексно-легированных чугунов значительно ниже закаленного: 1,5-5,0 мас.% Мо (КИ = 1,5); 2,5 мас.% W (КИ = 1,5); 0,5-1,0 мас.% Mn (КИ = 2,80); 4,0 мас.% V (КИ = 1,5). При сверхоптимальных концентрациях Мо, W, Mn низкотемпературный отпуск не влияет на износостойкость хромистого чугуна, закаленного воздушным потоком (рис. 8, б).

Структурообразование и результаты элементно-фазового и рентгеноструктурного анализа. В исходном хромистом чугуне в центре дендритов аустенита (металлической основы) концентрируются хром (~4,8 мас.%) и кремний (~1,0 мас.%), а марганец практически не растворяется в нем. Марганец находится в виде сульфида марганца. В тригональном хромистом карбиде К2 хром растворяется до 25,0-26,0 мас.%, а в карбидной эвтектике – до 16,0-17,0 мас.%.

С повышением концентрации вольфрама содержание его в металлической основе увеличивается до 3,5-4,0 мас.% при 7,5 мас.% W и до 6,3 мас.% при 15,0 мас.% W в чугуне. Содержание кремния (~1,0 мас.%) и марганца (0-0,5мас.%) практически не зависит от концентрации вольфрама в чугуне.


а


Твердость HRC


Содержание легирующих элементов, мас.%

  • воздушная закалка; воздушная закалка и НТО; в литом состоянии

б

Относительная износостойкость КИ

Содержание легирующих элементов, мас.%

Рис. 8. Твердость (а) и относительная износостойкость (б) легированных чугунов (6,0 мас. % Cr),

подвергнутых воздушной закалке (кривые 1)  с последующим отпуском при 300 С (кривые 2)

В карбидной фазе К2 по мере повышения концентрации вольфрама в чугуне до 5,0 мас.% наблюдается тенденция снижения растворимости хрома (~24,0-25,0 мас.%) и увеличения содержания вольфрама (~8,0 мас.%). При 7,5 мас.% W в чугуне наблюдается скачкообразное возрастание растворимости вольфрама (~42,0 мас.%) и снижение содержания хрома (до 3,0-4,0 мас.%). Наряду с хромистым карбидом К2 кристаллизуется вольфрамовый карбид типа М6С (FeW,Cr)6C.

При дальнейшем повышении концентрации вольфрама в чугуне до 15,0 мас.% в

вольфрамовой карбидной фазе растворяется до 48,0-50,0 мас.% W, а содержание хрома остается на прежнем уровне (до 3,0-4,0 мас.%). В карбидной эвтектике, начиная с 7,5 мас.% W в чугуне, наблюдается резкое увеличение содержания вольфрама до 27,0 мас.% и уменьшение растворимости хрома до 5,0 мас.% при 15,0 мас.% W в чугуне. Таким образом, при легировании чугуна вольфрамом более 7,5 мас.% наряду с хромистым карбидом К2 кристаллизуются вольфрамовый карбид и вольфрамовая карбидная эвтектика, что подтверждается результатами рентгеноструктурного анализа.

В хромомолибденовых чугунах аномальное изменение концентрации хрома и молибдена в структурных составляющих наблюдается при легировании хромистого чугуна молибденом более 2,0 мас.%: до 2,0 мас.% молибден практически не растворяется в металлической основе, а содержание хрома соответствует 5,0 мас.%; увеличение концентрации молибдена до 3,0 мас.% способствует скачкообразному росту растворимости в металлической основе до 1,3 мас.% Мо и 4,0 мас.% Сr; дальнейшее повышение концентрации молибдена до 5,0 мас.% в чугуне способствует увеличению растворимости молибдена до 1,5 мас.% и уменьшению ее до 3,2 мас.% Cr. Аналогичный характер изменения растворимости хрома и молибдена наблюдается в карбидных фазах: до 3,0 мас.% Мо в чугуне содержание хрома в карбидной фазе К2 уменьшается до 24,0 мас.%, а молибдена в ней возрастает до 7,0 мас.%. При 4,0 мас.% Мо в чугуне наблюдаются скачкообразный рост растворимости молибдена до 43,0 мас.% и уменьшение содержания хрома до 4,0-5,0 мас.%.

В карбидной эвтектике по мере повышения содержания молибдена в чугуне до 3,0 мас.% наблюдается тенденция увеличения содержания молибдена до 3,0 мас.% и снижения растворимости хрома до 4,0 мас.%. При содержании молибдена 4,0-5,0 мас.% в карбидной эвтектике содержатся до 20,0-22,0 мас.% Мо и 4,0 мас.% Сr.

В хромомарганцевых чугунах существенное увеличение растворимости марганца в металлической основе (2,5 мас.%) наблюдается при 3,0 мас.% Mn в чугуне, а при 5,0 мас.% Mn в ней растворяется до 3,8 мас.% Mn. Содержание хрома при этом монотонно уменьшается (до 4,0 мас.% Сr) до 5,0 мас.% Mn в чугуне. В карбидных фазах содержание хрома остается без изменения (26,0 мас.%) до 3,0 мас.% Mn, а содержание марганца монотонно возрастает (3,0 мас.%). При дальнейшем увеличении содержания марганца в чугуне до 5,0 мас.% растворимость хрома снижается более интенсивно (20,0 мас.%), а содержание марганца монотонно возрастает до 5,0 мас.% Mn. При этом в карбидной эвтектике намечается тенденция монотонного снижения содержания хрома (до 10,0 мас.%) и более резкого увеличения концентрации марганца.

В хромованадиевых чугунах наблюдается незначительное снижение растворимости хрома (4,0 мас.%) и более интенсивное растворение ванадия (1,8 мас.%) в металлической основе при содержании 7,0 мас.% V в чугуне. Аналогичная картина распределения ванадия и хрома наблюдается и в карбидных фазах: содержание хрома монотонно уменьшается до 5,0 мас.% V в чугуне (23,0 мас.% Cr), а содержание ванадия возрастает до 12,0 мас.%. При дальнейшем повышении концентрации ванадия до 7,0 мас.% в чугуне в карбидной фазе растворяется до 22,0 мас.% V и 2,0-3,0 мас.% Cr. В карбидной эвтектике содержание хрома монотонно уменьшается до 1,0 мас.%, а ванадия возрастает до 9,0 мас.%. Следует отметить, что из-за высокой дисперсности карбидных фаз в низкоуглеродистых комплексно-легированных белых чугунах вышеприведенные результаты локально-фазового анализа карбидных фаз, по-видимому, относятся к смесям карбидов К2 и М6С (М3С).

Результаты рентгеноструктурного анализа карбидных остатков подтвердили наличие тригонального хромистого карбида К2 (FeCrMe)7C3 и соответствующих карбидных фаз типа М6С и М3С в низкоуглеродистых комплексно-легированных белых чугунах.

Шестая глава посвящена исследованию влияния легирующих элементов (Cr, Mn, W и Mn) на плотность расплава, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические (d20, 20, HRC, H50) и эксплуатационные (коррозионностойкость и жаростойкость) характеристики среднеуглеродистого белого чугуна (по мас.%: 2,9-3,1 С; 1,1-1,2 Si; 0,3-0,4 Mn; 0,05 S; 0,1-0,12 P).

Кристаллизация. При затвердевании исходного чугуна кристаллизуется графитная эвтектика с разуплотнением (+Јэ) расплава (рис. 9). При содержании хрома 3,0 мас.% графитная эвтектика при эвтектическом превращении заменяется полностью ледебуритной эвтектикой и интенсивность Ј резко падает до температуры t. Начиная с концентрации хрома 8,5 мас.%, протекает эвтектически-перитектическая реакция: в интервале температур t– t протекает эвтектическая кристаллизация и интенсивность Ј резко падает до температуры t, а в интервале температур t(t) – t – перитектическая реакция с образованием перитектики (Ж + Ц1К2).

1350  1280 1210 1140 1070  1000  930

Температура, С

Рис. 9. Кристаллизационные параметры

среднеуглеродистого белого чугуна

При кристаллизации перитектики (FeCr)7С3 темп падения интенсивности Ј снижается вследствие выделения  менее плотной по сравнению с легированным цементитом тригональной карбидной фазы; полная замена карбида цементитного типа тригональным карбидом К2 происходит при 10,0 мас.% Cr, о чем свидетельствуют результаты рентгеноструктурного анализа.

Анализ  кристаллизационных параметров показал, что хром (3,0-22,0 мас.%) повышает температуру  начала кристаллизации избыточного аустенита tл, эвтектики t, перитектики t и эвтектоида t. Продолжительность кристаллизации аустенита А и эвтектики Э уменьшается, а перитектического П и эвтектоидного А1 превращений увеличивается.

При увеличении содержания хрома в чугуне наблюдается уплотнение (рост значений –ЈЭ-П) расплава: значения –ЈЭ при эвтектическом и –ЈП при перитектическом превращениях монотонно увеличиваются почти с одинаковой скоростью до 15 мас.% Cr. При больших содержаниях хрома в чугуне темп роста значений –ЈЭ превалирует над темпом роста –ЈП. Это обстоятельство обусловлено увеличением доли перитектической жидкости, из которой кристаллизуется при охлаждении тригональный карбид, обладающий более низкой плотностью, чем карбид цементитного типа.

Увеличение содержания вольфрама (2,5-25,0 мас.%) способствует постоянному росту значений tл, а значения t снижаются. Температура конца эвтектического превращения t изменяется по сложной зависимости: минимум значения наблюдается при 12,5 мас.% W, т. е. температурный интервал кристаллизации эвтектики сначала расширяется до 12,5-15,0 мас.% W, а затем сужается при  дальнейшем увеличении концентрации вольфрама до  25 мас.%. Увеличение содержания вольфрама способствует постоянному повышению температуры начала эвтектоидного превращения t. Максимальное уплотнение расплава при эвтектическом превращении (–ЈЭ) наблюдалось при 12,5-15,0 мас.% W. По характеру изменений значений tЭ и –ЈЭ при 12,5-15,0 мас.% W можно заключить, что при содержании W более 15,0 мас.% чугун становится по составу заэвтектическим, о чем свидетельствуют данные металлографического анализа.

По мере увеличения содержания марганца (2,5-12,5 мас.%) снижаются значения tл, а затем при дальнейшем повышении его концентрации (15-25 мас.% Mn) они увеличиваются. Следовательно, эвтектическому составу соответствует примерно 12,5 мас.% Mn, о чем свидетельствует максимум значения –ЈЭ при эвтектическом превращении. С увеличением содержания марганца в чугуне наблюдаются незначительный рост значений t и существенное снижение температуры конца эвтектического превращения t при 12,5 мас.% Mn, т. е. температурный интервал эвтектического превращения расширяется.  При дальнейшем увеличении содержания марганца значения t повышаются. Также исследовано совместное влияние Si и Mn, введенных в расплав в виде силикомарганца, на кристаллизационные параметры.

Влияние W, Mn и V на структурообразование среднеуглеродистого белого чугуна в качественном отношении является аналогичным низкоуглеродистому.

Структурообразование. Легирование чугуна хромом в количестве 8,5 мас.% способствует увеличению дисперсности дендритов аустенита при кристаллизации, инверсии карбидной фазы с образованием колонии хромисто-карбидной эвтектики А+(FeCr)7С3 на фоне сорбидно-трооститной металлической основы. При содержании хрома более 10,0 мас.% количество эвтектического хромистого карбида К2 существенно возрастает и наблюдается тенденция его измельчения. Металлическая основа разрежается ближе к ферриту.  Замедляя диффузионные процессы, хром кинетически затрудняет распад аустенита, поэтому в структуре высокохромистых чугунов сохраняется значительное количество стабилизированного аустенита. Об этом свидетельствуют результаты рентгеноструктурного анализа и исчезновение ферромагнитных свойств.

Влияние  W, Mn и V на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства среднеуглеродистого белого чугуна аналогично в качественном отношении низкоуглеродистому чугуну, поэтому в автореферате результаты этих исследований не приводятся.

Элементно-фазовый анализ. С увеличением содержания хрома до 8,5 мас.% основная его масса концентрируется в цементитной фазе (FeCr)3С (кривая К на рис.10) и достигает 22,0 мас.%. При этом содержание марганца в нем возрастает (~0,45 мас.% Mn). При больших концентрациях хрома в чугуне его увеличение способствует снижению растворимости Mn в карбиде К2. Кремний не растворяется в карбидной фазе. При содержании хрома 10,0 мас.% в карбиде К2 растворяется около 42,0 мас.%, а при 19,0 мас.% в чугуне – до 50,0 мас.% Cr. При содержании хрома более 19 мас.% в чугуне, вероятно, происходит вторая инверсия карбидной фазы с образованием карбида типа (FeCr)23С6, содержащего около 65,0 мас.% Cr (~0,38 мас.% Mn).

С увеличением содержания хрома в чугуне его концентрация в металлической основе (аустените) постоянно растет (кривая П на рис. 10). В эвтектически-перитектическом аустените (кривые L и S на рис. 10) растворяется несколько меньше хрома, чем в первичном аустените (кривая П). До 12,5 мас.% Cr в чугуне в центре эвтектического аустенита содержание хрома несколько выше, чем на периферии, т. е. наблюдается обратная ликвация хрома.

Однако при содержаниях хрома более 12,5 мас.% резко повышается его концентрация на периферии зерна, т. е. наблюдается прямая ликвация хрома в эвтектически-перитектическом аустените. При 19 мас.% Cr в чугуне в центре  зерна эвтектического аустенита растворяется 23 мас.% Cr, на периферии – 43 мас.% Cr. При дальнейшем увеличении содержания хрома до 22 мас.% характер его ликвации сохраняется, хотя по абсолютной величине существенно уменьшается концентрация хрома в эвтектическом аустените, что, вероятно, связано с образованием кубического карбида, содержащего большее количество растворенного хрома (до 65,0 мас.% Cr). В данной главе определены значения коэффициентов ликвации и распределения Cr, Mn и  Si в зависимости от содержания хрома в чугуне.

В вольфрамовых чугунах с увеличением содержания вольфрама до 12,5 мас.% основная его масса концентрируется в карбидной фазе цементитного типа (FeCr)3С. В данной фазе марганец также растворяется. Основная часть кремния растворяется в избыточном и эвтектическом аустените, в них растворяется и марганец. При содержании 12,5 мас.% W (%W/%С>4,0) в структуре помимо

Рис. 10. Элементно-фазовый анализ хромистых чугунов, содержание хрома: П – в избыточном аустените; L – в центре аустенита карбидной эвтектики; К – в карбидных фазах; S – на периферии аустенита карбидной эвтектики; ЛЦ – легированный цементит (FeCr)3С; K2 – тригональный карбид (FeCr)7С3; К1 – кубический карбид (FeCr)23С6(FeCr)4С

ледебуритной эвтектики кристаллизуется вольфрамовая аустенито-карбидная эвтектика (А+W6С)  перистого строения, количество которой непрерывно возрастает по мере повышения концентрации W в чугуне до 25 мас.%.  В ней содержание W и Si резко повышается в сравнении с ледебуритной эвтектикой и металлической основой. При этом основная часть W концентрируется в карбиде (FeW)6С, а Si – в эвтектическом аустените. Содержание марганца в вольфрамовой эвтектике меньше, чем в металлической основе и ледебуритной эвтектике. В избыточном аустените растворяются W, Mn и Si. Причем чем больше растворяется вольфрам, тем меньше концентрируется в нем кремний. Mn и Si оказывают противоположное действие на их растворимость в металлической основе. При больших содержаниях вольфрама (более 20,0 мас.%) тройная вольфрамовая эвтектика местами полностью заменяет двойную ледебуритную эвтектику и карбидные частицы (FeW)6С располагаются внутри  структуры матрицы изолированно друг от друга.

В марганцевых чугунах в карбидной фазе (FeMn)3С сосредоточена большая часть Mn. На границе аустенита с карбидом на периферии зерна первого наблюдалось резкое повышение  содержания кремния (прямая ликвация Si в аустените) с последующей нивелировкой его содержания по сечению аустенитного зерна. Начиная с 10-12,5 мас.% Mn, снижается степень прямой ликвации Si в избыточном аустените. При 12,5 мас.% Mn металлическая основа полностью аустенизируется. Промежутки между ветвями дендритов аустенита заполняются ледебуритной эвтектикой. Дисперсность и разветвленность ледебуритной эвтектики сильно возрастают при больших содержаниях марганца (20,0-25,0 мас.%). При указанных концентрациях марганца в структуре чугуна кристаллизуется дисперсная марганцевая эвтектика, где содержание Mn значительно больше, чем в металлической основе, и соизмеримо с его концентрацией в карбидной фазе. Содержание кремния в ней значительно меньше, чем в металлической основе. Выделение при кристаллизации подобной эвтектики фиксировалось на политермах интенсивности гамма-излучений. Также исследовано совместное влияние Mn и Si на характер распределения элементов в различных фазах чугуна, легированного возрастающим количеством силикомарганца. Характерными особенностями процессов кристаллизации и структурообразования высокомарганцевых белых чугунов является наличие разнообразия морфологии и состава эвтектической структуры в зависимости от концентрации марганца в чугуне.

Рентгеноструктурный анализ. Исследование проводили в три этапа. На первом этапе был выполнен общий фазовый анализ обычных металлографических шлифов, на втором – карбидный анализ хромистых образцов после растворения металлической составляющей, на третьем этапе были проведены эксперименты по определению параметров решетки гексагонального карбида (CrFe)7С3. На дифрактограммах хромистых чугунов с содержанием хрома до 8,5 мас.% карбидная фаза представлена достаточно четкими линиями легированного цементита (FeCr)3C, а металлическая основа – полным набором линий феррита, находившегося в составе продуктов распада переохлажденного аустенита. На дифрактограммах чугунов с содержанием хрома от 8,5 до 19,0 мас.% помимо сильных линий феррита также присутствуют линии карбидов К2. Присутствие в высокохромистых чугунах карбида типа (FeCr)23C6 не обнаружено, хотя на концентрационной кривой растворимости хрома в карбидной фазе (линия К на рис. 10) доказана возможность образования кубического карбида (FeCr)23C6 с содержанием хрома ~65,0 мас.%. Это подтверждается и скачкообразным изменением плотности и теплопроводности чугуна при 22 мас.% Cr.

На дифрактограмме чугуна с 22 мас.% Cr присутствует мощная линия, соответствующая по своему положению линии (200) аустенита, при одновременном уменьшении интенсивности линий феррита. Определена зависимость параметров (а и с) кристаллической решетки карбида (FeCr)7C3 от содержания хрома в чугуне. Замещение атомами железа атомов хрома в кристаллической решетке гексагонального карбида типа Cr7C3 приводит к пропорциональному уменьшению параметров решетки, при этом параметр а изменяется более заметно, чем параметр с. Уменьшение параметров решетки, очевидно, связано с тем, что замещаемые атомы железа имеют меньший атомный диаметр, чем атомы хрома (1,27 и 1,28 соответственно). Следовательно, хромистые карбиды (FeCr)7C3 должны иметь меньшие значения параметров а и с по сравнению с параметрами карбида Cr7C3. Экспериментально доказано, что по мере увеличения концентрации Cr в карбиде (FeCr)7C3 значения параметров а и с возрастают.

В марганцевых чугунах выявлено наличие только одного вида карбида типа М3С во всем изученном интервале концентрации марганца (до 25 мас.% Mn). Линии аустенита появляются при содержании 2,5 мас.% Mn и постепенно усиливаются с его увеличением.

Фазовый состав чугунов, легированных вольфрамом, изменяется по схеме, напоминающей хромистые чугуны: при содержании вольфрама до 10 мас.% включительно в чугунах наряду с ферритной составляющей обнаруживается только легированный цементит, а при дальнейшем повышении содержания вольфрама происходит резкое изменение типа карбида – цементит заменяется специальным карбидом (Fe3W3)C. Однако, в отличие от хромистых чугунов, в данном случае линии цементита не исчезают полностью и сохраняются на дифрактограммах чугунов, содержащих до 25 мас.% W. Металлическая основа остается ферритной при больших концентрациях вольфрама.

Физико-механические свойства легированных чугунов. В области концентрации хрома 2,5-8,5 мас.%, при которой кристаллизуется карбид цементитного типа (Fe,Cr)3C, плотность чугунов (d20) при 20 0С и их теплопроводность (20) возрастают с последующим скачкообразным разуплотнением и уменьшением 20 при 10,0 мас.% Cr вследствие инверсии карбидной фазы с образованием менее плотного тригонального карбида К2 – (FeCr)7C3. Рост значений плотности и теплопроводности чугунов, содержащих до 8,5 мас.% и обеспечивающих стабильность карбида цементитного типа, можно объяснить переходом структуры серого чугуна в отбеленную (рис. 9). Дальнейшее увеличение значений 20 и d20 в интервале концентрации хрома 10-19 мас.% связано с измельчением карбидных частиц К2 компактной формы в структуре чугуна и ферритизацией металлической основы, хотя по абсолютной величине не достигает ее значения при 8,5 мас.% Cr (при 8,5 мас.% Cr d20 = 7,6 г/см3 и 20 = 42 Вт/(Км), а при 19 мас.% Cr d20 = 7,5 г/см3 и 20 = 30 Вт/(Км)). При содержании 22,0 мас.% Cr наблюдаются скачкообразный рост плотности (d20=7,6 г/см3) и резкое снижение теплопроводности до 14 Вт/(Км). Это обстоятельство, по-видимому, обусловлено кристаллизацией карбидной фазы (FeCr)23C6, ее измельчением, ферритизацией и частичной стабилизацией аустенита, что в конечном итоге приводит к увеличению протяженности границ раздела фаз.

Увеличение содержания хрома до 8,5-10,0 мас.% способствует росту твердости с 20 HRC для исходного чугуна до 40 HRC с последующим монотонным уменьшением до 22,0 мас.% Cr (36 HRC). Повышение концентрации хрома до 8,5 мас.%  приводит к росту микротвердости легированного цементита (1250-1300 Н50), избыточного (600 Н50) и эвтектически-перитектического аустенита (700 Н50) с последующим ее снижением в пределах 100 Н50 при 22,0 мас.% Cr. При этом избыточный аустенит имеет на 100 Н50 меньшую микротвердость, чем мелкий эвтектически-перитектический аустенит. Микротвердость тригонального карбида при 10,0 мас.% Cr скачкообразно возрастает до 1450-1500 Н50 с последующим ее ростом до 22,0 мас.% Cr в чугуне (1700-1800 Н50), причем крупная карбидная фаза имеет более низкую микротвердость (на 100 Н50), чем мелкая.

Повышение концентрации вольфрама до 25 мас.% способствует росту значений плотности (d20 = 8,1 г/см3 при 25 мас.% W) и  снижению теплопроводности (10 Вт/(Км)). Это связано с повышением дисперсности карбидных частиц и других составляющих вольфрамового чугуна. Твердость возрастает и достигает максимального значения при 7,5 мас.% W (52 HRC), а затем стабилизируется на этом уровне. Микротвердость карбидной фазы (Fe,W)3C составляет 1200 Н50 при 10 мас.% W и 1400 Н50 при 25 мас.% W. Из-за дисперсности карбидных частиц (Fe,W)6C не удалось измерить их микротвердость. Микротвердость металлической основы возрастает до 550-580 Н50 при 5,0-7,5 мас.% W, а затем не изменяется до 25 мас.% W. Стабилизация микротвердости и твердости металлической основы вольфрамовых чугунов можно объяснить повышением микротвердости карбидных частиц и ферритизацией.

По мере повышения концентрации марганца в чугуне значение d20 постоянно возрастает до 12,5 мас.% Mn (7,6 г/см3), а затем уменьшается до 25 мас.% Mn (7,37 г/см3) вследствие кристаллизации марганцевой эвтектики. Теплопроводность чугуна, легированного возрастающим количеством марганца, почти в 4,5-5,0 раз меньше нелегированного (5 Вт/(Км) при 25 мас.% Mn), что, вероятно, обусловлено увеличением количества карбидных частиц, дисперсности структурных составляющих и образованием квазиэвтектики при больших содержаниях марганца. Микротвердость карбидных частиц (FeMn)3C  изменяется по экстремальной зависимости с максимумом ее значения при 12,5 мас.% Mn (1250 Н50) в результате легирования. Уменьшение ее значения при дальнейшем увеличении содержания марганца (1000 Н50 при 25 мас.% Mn) можно объяснить возрастанием хрупкости карбидной фазы и уменьшением ее сопротивляемости к проникновению более твердого индентора. До 10 мас.% Mn микротвердость металлической основы  возрастает (600 Н50) из-за повышения дисперсности продукта распада аустенита, а ее уменьшение до 450 Н50 связано с аустенизацией. Марганцевая квазиэвтектика при больших содержаниях марганца имеет микротвердость 670 Н50 при 20 мас.% и 550 Н50 при 25 мас.% Mn. В соответствии с изменениями микротвердости карбида и металлической основы изменяется и твердость (HRC) чугуна.

Коррозионностойкость. В легированных белых чугунах на коррозионностойкость в первую очередь должны влиять не только пассивирующая способность металлической основы, но и тип карбидов, их количество и размеры. В связи с этим при исследовании коррозионностойкости проанализирован размер кристаллизующихся карбидных частиц.

С увеличением содержания хрома до 5 мас.% скорость коррозии чугуна в 38%-ном растворе соляной кислоты снижается (Кобщ.Н2=2,0 см3/(см2ч); Δm=12,510-3 г/ч) по сравнению с исходным чугуном (Кобщ.Н2=7,0 см3/(см2ч); Δm=3610-3 г/ч). В интервале концентрации хрома от 5,0 до 8,5 мас.% Cr скорость коррозии чугуна повышается (Кобщ.Н2=2,90 см3/(см2ч); Δm=1610-3 г/ч), а средний размер карбидных частиц цементитного типа nср уменьшается от 21 мкм при 5,0 мас.% Cr до 8,4 мкм при 8,5 мас.% Cr. В интервале концентраций 8,5-15,0 мас.% Cr вновь наблюдается снижение скорости коррозии (Кобщ.Н2=1,7 см3/(см2ч); Δm=1110-3 г/ч) и увеличение размера nср (18 мкм). С 15 до 22,0 мас.% Cr скорость коррозии вновь возрастает (Кобщ.Н2=6,2 см3/(см2ч); Δm=3810-3 г/ч), а средний размер карбида тригонального типа К2 резко уменьшается (nср=8 мкм). Таким образом, скорость коррозии хромистого чугуна изменяется по обратной зависимости размера карбидных частиц. В хромистых чугунах в силу гетерогенности структуры образуются гальванические пары между карбидами (FeCr)3C, К1, К2 и металлической основой. При этом карбиды, имеющие более высокий «потенциал растворения», будут служить катодом, а металлическая основа – анодом. По этой причине, чем дисперснее и больше карбидных фаз в хромистых чугунах, тем коррозионностойкость ниже. Однако нельзя игнорировать возможности повышения пассивирующей способности металла пассироваться под влиянием известных легирующих элементов. Минимальная скорость коррозии наблюдается при 5 и 15 мас.% Cr.

При легировании чугуна возрастающим количеством вольфрама значения показателей скорости коррозии существенно снижаются (Кобщ.Н2=(0,7-0,8) см3/(см2ч); Δm=(6,0-7,0)10-3 г/ч при 20-25 мас.% W). При этом также уменьшаются размеры карбидных частиц: при содержании вольфрама 5,0 мас.% их размеры соответствуют 12,5 мкм, а при 25 мас.% W – 6 мкм. Следовательно, наблюдается прямая корреляция между параметрами карбидных фаз и показателями скорости коррозии.

В марганцевых чугунах увеличение содержания марганца до 20 мас.% существенно снижает скорость коррозии (Кобщ.Н2=1,0 см3/(см2ч); Δm=6,510-3 г/ч). При этом размер карбидных частиц также уменьшается (nср=8,5 мкм). Следовательно, между скоростью коррозии и размером карбидных частиц существует прямая корреляция, как у вольфрамовых чугунов.

В случае одновременного легирования марганцем (5 мас.%) и кремнием (1,7 мас.%) скорость коррозии снижается (Кобщ.Н2=0,8 см3/(см2ч); Δm=210-3 г/ч) и она остается без изменения вплоть до 17,5 мас.% Mn и 3,75 мас.% Si. Следовательно, при наличии кремния максимальная коррозионностойкость белого чугуна наблюдается при более низком содержании марганца (5,0 мас.%).

Дополнительное легирование хромистого чугуна вольфрамом (2,5-5,0 мас.%) способствует повышению коррозионностойкости и смещает оптимальную концентрацию хрома с 15,0 до 10,0 мас.% (Δm=7,5-8,010-3 г/ч). При этом наблюдается обратная корреляция между коррозионностойкостью и средним размером карбидных частиц. При повышенных содержаниях вольфрама (7,5-10,0 мас.%) в хромовольфрамовых чугунах наблюдается прямая корреляция между указанными параметрами. При оптимальных содержаниях W (2,5-5,0 мас.%) и Cr (5-10 мас.%) размеры карбидных частиц должны соответствовать 5-10 мкм.

При легировании вольфрамовых чугунов (2,5-10,0 мас.% W) возрастающим количеством силикомарганца намечается  тенденция снижения скорости коррозии (Δm=2,5-5,010-3 г/ч). При этом при малых содержаниях вольфрама (2,5-5,0 мас.%) существует обратная реакция  между скоростью коррозии и размером карбидных частиц, а при больших (7,5-10,0 мас.% W) – прямая.

Жаростойкость.  В исходном чугуне происходят процессы окисления графита  и обезуглероживания  металлической основы до температуры 950-970 0С (88,97 г/(м2ч)). С увеличением содержания до 22 мас.% Cr скорость окисления снижается вследствие образования оксидной пленки (FeCr)2О3, о чем свидетельствуют наблюдаемые при 530 (8,5 мас.% Cr) и 680 0С (19 мас.% Cr) пики на кривых ДТА (экзотермический  эффект), и кристаллизации более жаростойкого тригонального карбида. Процесс окисления чугунов с 5 до 10 мас.% Cr самоускоряющийся, свыше этой концентрации (15-19 мас.% Cr) - параболический. Параболический закон роста оксидной пленки как раз и показывает защитные свойства оксидов. В данном случае достигается достаточно высокая концентрация хрома для пассивирования и формирования сплошной плотной защитной пленки из оксидов  (FeCr)2О3. Причем чем больше содержание Cr в чугуне, тем при более высоких температурах образуется оксидная пленка. Дальнейшее повышение содержания хрома до 22 мас.% теряет практический смысл, так как идет не окисление, а потеря массы образца вследствие сублимации оксидной пленки. Анализ кинетической и температурной зависимостей скорости окисления позволил количественно оценить жаростойкость хромистых чугунов.

В отличие от хромистых (0,73 г/(м2ч)  при 19 мас.% Cr)  в вольфрамовых чугунах с 20 мас.% W  скорость окисления сравнительно высокая (72 г/(м2ч)). Только при 25 мас.% W наблюдалось существенное снижение скорости окисления  (13,45 г/(м2ч)).  Более высокую скорость окисления  вольфрамовых чугунов по сравнению с хромистыми можно объяснить образованием рыхлой оксидной пленки и большим значением коэффициента W=3,36, что приводит к ее растрескиванию и осыпанию с поверхности металла.

В марганцевых чугунах (5-25 мас.%) повышение содержания Mn способствует некоторому снижению скорости окисления (18-29 г/(м2ч)). Дополнительное легирование марганцевых чугунов (10-15 мас.% Mn) кремнием (1,0-1,5 мас.%) существенно снижает скорость окисления (11,2-5,3 г/(м2ч)). До 10 мас.% Mn процесс окисления – самоускоряющийся, а при более высоких содержаниях марганца – параболический.

Седьмая глава посвящена исследованию влияния облучения жидкой фазы наносекундными электромагнитными импульсами (НЭМИ) на строение расплава, процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства чугунов.

  Генератор НЭМИ (ГНИ-01-1-6) имеет следующие характеристики: полярность импульсов – положительная; амплитуда импульсов на нагрузке 50 Ом – 6000 В; длительность импульсов на половинном уровне – 0,5 НС; максимальная допустимая частота следования генерируемых импульсов – 1 кГц; задержка выходного импульса запуска – 120 НС; максимальный ток, потребляемый генератором во всем диапазоне питающих напряжений, не более 1,7 А при частоте 61 кГц.

       Установлено, что при определенной продолжительности облучения жидкой фазы НЭМИ (10-15 мин) существенно изменяются ее строение (степень уплотнения Јж и коэффициент термического сжатия ж жидкой фазы), кристаллизационные параметры (tкр, tл, tс, tэ, tп, продолжительность кристаллизации, степень уплотнения при структурном превращении и др.), физико-механические (твердость, микротвердость структурных составляющих, плотность, электро- и теплопроводность) и эксплуатационные (жаростойкость, коррозионностойкость, износостойкость) свойства цветных металлов (Al, Cu, Mg) и их сплавов (бронзы, силуминов, магниевых сплавов). Наблюдается резкое измельчение структурных составляющих (-твердого раствора, эвтектики, интерметаллидных фаз), увеличение растворимости второго компонента в -твердом растворе, повышение теплопроводности исследованных материалов в 1,5-2,0 раза и других свойств (коррозионностойкость, жаростойкость, износостойкость, плотность). Из-за ограниченности объема диссертации результаты этих исследований не приводятся в данной работе, но опубликованы в журналах центральных изданий и монографии автора.

1. Низкокремнистый серый чугун (мас.%: 3,7 С; 1,0 Si; 0,5 Mn; 0,1 P и S). Чугун  перегревали до температуры 1500 0С, после 5-минутной выдержки охлаждали до 1350 0С и облучали расплав НЭМИ в течение 5,10,15 и 20 мин. Затем охлаждали со скоростью 20 0С/мин до температуры 500 0С. Облучение расплава НЭМИ до 20 мин способствует постоянному росту  температуры начала  кристаллизации аустенита tл (на 50 0С) и снижению температуры начала t и конца t эвтектического превращения (на 30 0С). В соответствии  с расширением температурных  интервалов кристаллизации  увеличиваются степени уплотнения гетерофазного расплава (А+Ж) –Jл и эвтектики –Jэ  и продолжительность их кристаллизации (л и э). Температуры начала tнА1  и конца tкА1 эвтектоидного превращения  и время кристаллизации эвтектоида А1 постоянно уменьшаются от продолжительности облучения расплава НЭМИ (ПОН).

       Обработка расплава НЭМИ до 15 мин способствует  резкому измельчению графитных  включений, а при длительном облучении расплава НЭМИ (20 мин) чугун отбеливается.        Максимальные значения теплопроводности, коррозионностойкости  и минимальные  относительная износостойкость, твердость и микротвердость металлической основы наблюдаются при ПОН, равной 10 мин. Теплопроводность чугуна  возрастает в 2,0  и более раз, а коррозионностойкость – более чем в 1,7 раза. Жаростойкость чугуна в интервале температур 800-900 0С резко уменьшается.

2. Среднекремнистый серый чугун (мас. %: 3,49 С; 1,55 Si; 0,39 Mn; 0,06 S и 0,067 Р). Увеличение продолжительности облучения расплава НЭМИ способствует повышению  температур начала кристаллизации аустенита, эвтектики и эвтектоида и времени их кристаллизации.

       Максимальная теплопроводность (в 1,5 раза) наблюдается при ПОН, равной 15 мин. При этом одновременно повышается твердость, микротвердость феррита и перлита, коррозионностойкость  чугуна несколько снижается.

3. Модифицированный ферросилицием (ФС-45) серый чугун марки СЧ20. Модифицирование расплава ферросилицием в количестве 1,0, 2,0, 3,0 мас.% осуществляли после облучения расплава НЭМИ по вышеуказанному температурному режиму.

         В зависимости от величины добавки модификатора увеличение ПОН до определенного времени способствует снижению tл и повышению t. Температурный интервал кристаллизации tл – t сужается. При определенной ПОН расплава температура ликвидуса и эвтектики сливаются в одну точку, т. е. чугун становится  эвтектическим. При длительных продолжительностях облучения расплава НЭМИ температура начала кристаллизации высокоуглеродистой фазы (Ц1) tл повышается, а температура  t  снижается. Например, в модифицированном 1,0 мас.% ФС-45 эвтектическая концентрация углерода достигается при облучении расплава НЭМИ в течение 20 мин, в чугуне с 2,0 мас.% ФС-45 – 15 мин, в чугуне с 3,0 мас.% ФС-45 – 10 мин. Можно предположить, что под воздействием облучения НЭМИ возрастает растворимость марганца в избыточном аустените при кристаллизации, тем самым увеличивается концентрация углерода и кремния в расплаве перед эвтектической кристаллизацией, что подтверждается результатами микрорентгеноспектрального анализа. Чем  больше кремния в исходном чугуне, тем при меньшей ПОН достигается эвтектическая концентрация углерода. При этом значения –Jл и л стремятся к нулю, а значения –Jэ и э – к максимальным значениям. 

       В чугунах с 1,0 и 2,0 мас.% ФС-45 температурный  интервал кристаллизации  эвтектики расширяется и увеличиваются степень уплотнения –Jэ и время кристаллизации эвтектики э до определенной ПОН, соответственно до 20 и 15 мин, а затем при дальнейшем облучении сужается этот интервал и уменьшаются значения –Jэ и э в области заэвтектического  состава. Аналогичная картина наблюдается в чугуне с 3,0 мас.% ФС-45.

  Температура начала  tА1н эвтектоидного превращения  повышается по мере увеличения ПОН в чугунах с 1,0 и 2,0 мас.% ФС-45 (до 15-минутного облучения расплава НЭМИ). В чугунах с 2,0 мас.% ФС-45 (при облучении более 15 мин) и 3,0 мас.% ФС-45 увеличение ПОН приводит к снижению температур  tнА1 и tкА1  и уменьшению степени уплотнения –JА1 и времени кристаллизации эвтектоида А1.

  По мере увеличения ПОН размеры графитных включений возрастают до 20-минутного облучения расплава с 1,0 мас.%, до 15-минутного с 2,0 мас.% и 10-минутного облучения расплава НЭМИ с 3,0 мас.% ФС-45. При дальнейшем повышении ПОН графитные включения резко измельчаются.

  Влияние ПОН расплавов на теплопроводность модифицированных ФС-45 чугунов не однозначно: резкий подъем значений теплопроводности наблюдается при 5-минутном облучении с последующим ее снижением до ПОН 15 мин для чугунов с 1,0 и 2,0 мас.% ФС-45 и до 10 мин для чугуна, модифицированного 3,0 мас.% ФС-45. Дальнейшее повышение ПОН способствует вновь увеличению теплопроводности до 25-минутного облучения. При этом значения теплопроводности становятся значительно выше, чем у облученного в течение 5 мин чугуна:

- при 5-минутном облучении расплава НЭМИ теплопроводность возрастает в чугуне с 1,0 и 2,0 мас.% ФС-45 – 1,28 раза;

- при 25-минутном облучении расплава НЭМИ теплопроводность возрастает в 1,44-1,47 раза в чугуне с 1,0 и 2,0 мас.% ФС-45 и в 1,57 раза в чугуне с 3,0 мас.% ФС-45.

Плотность чугунов, модифицированных ферросилицием, изменяется по аналогичной зависимости от ПОН расплавов, как и теплопроводность. Исключением является чугун с 3,0 мас.% ФС-45, где наблюдались увеличение теплопроводности и уменьшение плотности при длительных облучениях расплава НЭМИ (более 15 мин).

Максимальная коррозионностойкость чугуна наблюдается при  ПОН, равной 5-10 мин в зависимости от величины добавки ФС-45. Дальнейшее увеличение ПОН расплавов уменьшает коррозионностойкость модифицированных чугунов.

  Твердость и относительная износостойкость модифицированных ферросилицием в количестве от 1,0 до 3,0 мас.% чугунов увеличиваются по мере повышения ПОН расплавов. Между твердостью и износостойкостью чугуна существует прямая корреляция.

Облучение модифицированных расплавов НЭМИ  положительно влияет и на жаростойкость (окалиностойкость) чугунов.

  Таким образом, для повышения физико-механических и эксплуатационных свойств модифицированных кремнием чугунов необходима определенная ПОН расплавов:

- для достижения максимальной теплопроводности ПОН должна соответствовать 25 мин; она возрастает в 1,5-1,6 раза;

- повышение ПОН расплавов положительно влияет на твердость и износостойкость модифицированных кремнием чугунов, особенно в высококремниевым (3,0 мас.% ФС-45); твердость возрастает в 1,23 раза и относительная износостойкость в 1,44 раза при 25-минутном облучении расплава НЭМИ;

- облучение расплава НЭМИ повышает окалиностойкость модифицированных кремнием чугунов, особенно высококремнистых (2,0 и 3,0 мас.%  ФС-45); например, при температурах  испытания 1000 0С и 25-минутном облучении расплава НЭМИ окалиностойкость повышается в 1,67 раза; при 700 0С – в 1,87 раза и при 500 0С – в 2,0 раза.

  В результате проведенных исследований в данной главе подробно рассмотрены механизм и кинетика кристаллизации эвтектики и эвтектоида под воздействием на расплавы НЭМИ.

4. Модифицированный лигатурой СИМИШ-1 чугун.  Исходный чугун (мас.%: 3,7 С; 1,0 Si, 0,5 Mn; 0,1 S и Р) перегревали до температуры 1500 0С, после 5-минутной выдержки охлаждали до 1350 0С и осуществляли модифицирование лигатурой СИМИШ-1 (1,0; 2,0 и 3,0 мас.%). После модифицирования и перемешивания расплава его облучали НЭМИ в течение 5, 10, 15, 20 и 25 мин.

При величине добавки лигатуры 1,0-2,0 мас.% увеличение ПОН способствует резкому повышению кристаллизационных параметров  tл, tэн, л и э. Предполагается, что облучение расплава мощным НЭМИ способствует «диспергированию» неметаллических включений (оксидов, нитридов кремния и РМЗ) и кластеров (Fe-Si, Fe-C, Si-C и др.), способствуя повышению поверхностной энергии на границе расплав-включения. Уменьшение поверхностной энергии происходит самопроизвольно путем «осаждения» на них кластеров Fe-Si и  Fe-C. Таким образом, неметаллические включения могут быть потенциальными зародышевыми центрами кристаллизации избыточного аустенита. В этом случае не обязательно соблюдение кристаллографического соответствия  между неметаллическими включениями и аустенитом. Ответственными за повышение температуры начала кристаллизации эвтектики tнэ являются, по-видимому, диспергированные частицы сульфидов РЗМ, служащие центрами кристаллизации графитных включений в составе эвтектики. Увеличение ПОН до 5-минутного облучения  способствует кристаллизации мелких точечных графитных включений. При дальнейшем  повышении ПОН наблюдается некоторое укрупнение графитных частиц, имеющих при больших увеличениях (х400 и х1000) вермикулярную форму. При этом большая часть эвтектической жидкости кристаллизуется в виде ледебуритной эвтектики. 

       В чугуне с 1,0 мас.% СИМИШ-1 повышение ПОН расплава способствует росту температуры начала эвтектоидного превращения tнА1, а в чугунах с 2,0 и 3,0 мас.% лигатуры – снижению этой температуры, что обусловлено тормозящим действием перлитного превращения РЗМ.

       В чугуне с 3,0 мас.% лигатуры температура tл  снижается, а t повышается по мере увеличения ПОН расплава. При этом сближаются температуры  tл и t, т. е. сплав становится эвтектическим при повышении ПОН расплава.

         Увеличение ПОН расплава способствует снижению твердости НВ и микротвердости структурных составляющих – перлита, цементита и ледебурита. При этом плотность модифицированных чугунов также уменьшается. В чугунах, модифицированных СИМИШ-1 в  количестве 2,0 и 3,0 мас.%, кристаллизуется изолированная от ледебурита  ферритная структура в районе скопления точечных графитных включений, микротвердость которой возрастает в чугуне с 3,0 мас.% лигатуры или уменьшается в чугуне с 2,0 мас.% по мере повышения ПОН.

         Физико-механические и эксплуатационные свойства модифицированных чугунов изменяются от ПОН по экстремальной зависимости:

       1. Максимальная теплопроводность модифицированных чугунов наблюдается при облучении расплава НЭМИ в течение 10 мин; она возрастает:

  • для немодифицированного чугуна в 2,26 раза;
  • для модифицированных 1,0; 2,0 и 3,0 мас.% лигатуры чугунов соответственно в 2,06; 1,66 и 1,56 раза.

         Прирост теплопроводности при облучении (10 мин)  расплава НЭМИ зависит от величины добавки лигатуры: чем больше количество лигатуры, тем меньше прирост теплопроводности вследствие насыщения расплава кремнием и загрязнения его неметаллическими включениями. Несмотря на это, значение теплопроводности модифицированных чугунов доходит до значения теплопроводности необлученного исходного чугуна.

  2. Величина относительной износостойкости чугуна от ПОН зависит от количества добавки лигатуры:

  • при добавке 1,0 мас.% лигатуры, как в исходном чугуне, относительная износостойкость снижается в соответствии с уменьшением твердости и микротвердости структурных составляющих;
  • при больших добавках СИМИШ-1 (2,0 и 3,0 мас.%) износостойкость чугуна изменяется по экстремальной зависимости от времени облучения расплава НЭМИ; максимальная износостойкость наблюдается при ПОН,  равной 10 мин, твердость при этом практически не изменяется; Kи=1,5 при 2,0 мас.% и Kи=1,75 при 3,0 мас.% лигатуры.

  3. Коррозионностойкость модифицированных чугунов изменяется также по экстремальной зависимости с максимумом ее значения при облучении расплава в течение 10 минут:

  • для модифицированного 1,0 мас.% лигатуры чугуна она возрастает в 2,18  раза;
  • для модифицированных 2,0 и 3,0 мас.% лигатуры чугунов коррозионностойкость возрастает соответственно в 2,0 и 1,75 раза. 

5. Модифицированный лигатурой ФСМг-6 (ЦНИИТМАШ) чугун. Исходный чугун (мас.%: 3,49 С; 1,55 Si; 0,39 Mn; 0,06 S и 0,067 P) перегревали до 1500 0С, после выдержки при этой же температуре охлаждали до 1350 0С и осуществляли модифицирование лигатурой ФСМг-6 в количестве 1,0, 1,5 и 2,5 мас.%. После модифицирования расплавы облучали НЭМИ в течение 5, 10, 15 и 20 мин.

         Металлографический анализ показал, что по мере увеличения величины добавки ФСМг-6 графитные включения измельчаются и увеличивается доля ферритной структуры в зоне скопления мелких включений графита пластинчатой формы. Только при добавке 2,5 мас.% лигатуры  графитные включения приобретают полностью шаровидную форму. С увеличением добавки металлическая основа измельчается. Включения шаровидного графита окаймлены ферритной оболочкой.

         Характер и механизм влияния ПОН расплавов, модифицированных  СИМИШ-1 и ФСМг-6, на кристаллизационные параметры чугунов аналогичные. В отличие от модифицированных СИМИШ-1 чугунов в чугунах, модифицированных ФСМг-6 в количестве 1,5 и 2,5 мас.%, увеличение ПОН расплавов  приводит к повышению температур начала и конца  эвтектоидного превращения tнА1  и tкА1.

         Повышение ПОН расплавов способствует снижению твердости чугунов, хотя микротвердость феррита и перлита возрастает, что можно объяснить увеличением количества ферритной составляющей в структуре облученных НЭМИ чугунов, измельчением графитных включений и исчезновением графита шаровидной формы (для чугуна с 2,5 мас.% лигатуры).

       Теплопроводность модифицированных чугунов, как и исходного, изменяется по экстремальной зависимости от времени облучения их расплавов НЭМИ с максимумами при ПОН,  равной 15 мин. При этом  теплопроводность возрастает: в  немодифицированном чугуне в 1,6 раз; в модифицированных 1,5 и 2,5 мас.% ФСМг-6  –  соответственно в 1,5 и 1,4 раза. Необлученный исходный чугун имел теплопроводность = 25 Вт/(мК). После 15-минутного облучения расплавов НЭМИ теплопроводность модифицированных с 1,5 и 2,5 мас.% лигатуры составляет соответственно 35 Вт/(мК) и 22,3 Вт/(мК), т. е. приближается к теплопроводности необлученного исходного чугуна.

  Плотность и износостойкость модифицированных чугунов постоянно возрастает по мере увеличения ПОН расплавов, как микротвердость структурных составляющих (Ф и П).

  Коррозионностойкость немодифицированного чугуна уменьшается от ПОН расплава до 20 минут. Коррозионностойкость модифицированных 1,5 мас.% ФСМг-6 чугунов практически не изменяется до ПОН расплава, равной 10-15 мин, а затем при 20-минутном облучении она снижается резко. В модифицированном 2,5 мас.% лигатуры чугуне коррозионностойкость увеличивается до 5-минутного облучения, а затем уменьшается до 15 мин с последующим возрастанием ее до 20 мин. Можно сделать вывод о том, что модифицированные чугуны обладают при облучении расплава НЭМИ более высокой коррозионностойкостью, чем немодифицированный.

  На жаростойкость чугуна влияют ПОН расплава и количество модифицирующей добавки  ФСМг-6. До температуры 500 0С ПОН расплава практически не влияет на окалиностойкость не- и модифицированных чугунов. В интервале температур 550-700 0С наблюдается незначительный прирост массы образца. При высокой температуре  1000 0С жаростойкость модифицированных чугунов, облученных НЭМИ в жидком состоянии, значительно выше, чем  немодифицированного. При этом увеличение добавки приводит  к более высокой жаростойкости  чугуна: в немодифицированном чугуне m/S = 100 г/м2; в модифицированных 1,5 и 2,5 мас.% ФСМг-6 – соответственно  m/S = 34 г/м2 и 16 г/м2. Таким образом, в немодифицированном чугуне облучение расплава НЭМИ оказывает отрицательное влияние на его жаростойкость  при высоких температурах  испытания (750-1000 0С),  а в модифицированных, наоборот, способствует существенному повышению жаростойкости.

При увеличении ПОН расплава происходит существенное измельчение структурных составляющих, особенно карбидной эвтектики в комплексно-легированных белых чугунах.

       На основании проведенных исследований установлено неизвестное ранее явление изменения строения и свойств металлических расплавов при воздействии на них электромагнитных импульсов, заключающееся в том, что вследствие энергетического взаимодействия короткоимпульсных электромагнитных полей напряженностью 105-107 В/м с металлическим расплавом происходит локальное разрушение его кластерной структуры, приводящее к изменению физических характеристик расплава и кристаллизационных параметров, физико-механических и эксплуатационных свойств.

       Получен диплом № 349 на научное открытие «Явление изменения физических характеристик металлических расплавов при воздействии на них наносекундных электромагнитных импульсов» (регистрационный номер 439, г. Москва) совместно с сотрудниками кафедры «Литейное производство» Южно-Уральского государственного университета.

       В работе подробно рассмотрены возможные механизмы влияния НЭМИ на вышеуказанные параметры с позиций современных представлений о жидком состоянии вещества и его взаимодействии с электромагнитным полем высокой напряженности.

Восьмая глава посвящена оптимизации химических составов комплексно-легированных чугунов специального назначения методами математического планирования экспериментов и разработке рекомендаций по синтезу ферросплавов и легирующих элементов из соответствующих минеральных концентратов, а также разработке новой технологии (нанотехнологии) плавки чугунов и других металлических сплавов путем кратковременного облучения расплавов НЭМИ для повышения их эксплуатационных свойств.

       Задача планирования и проведения эксперимента по оптимизации химических составов комплексно-легированных чугунов условно расчленяется на два этапа: проведение отсеивающего эксперимента и шаговое выполнение по полным факторным экспериментам или дробным репликам.

1. Установлено, что одной из главных причин систематического брака литья (например, головок цилиндра 8Д/Р) являются низкий предел прочности на растяжение (в<300 МПа) и низкая гидроплотность отливок из серого чугуна. На основании выполненных исследований предложены оптимальные составы комплексно-легированных серых чугунов для отливок судовых машин и механизмов (табл. 1).

Таблица 1

Рекомендуемые составы чугунов для получения гидроплотных отливок

судовых машин и механизмов

Чугун

Содержание легирующих элементов, мас.%

σв,

Твердость

Ni

Al

Mo

Cu

Cr

V

Ti

Sn

МПа

НВ

G/d

№ 1

1,3-1,4

-

0,3-0,5

1,0-1,2

-

-

-

-

330

220-240

60-64 

6,80-6,83

№ 2

-

0,42-0,6

1,0-1,15

-

-

-

-

0,06-0,2

340-352

220-240

62-66

6,86-6,88

№ 3

-

0-0,25

1,2-1,35

-

-

-

-

-

352-360

220-250

  68-70

6,88-6,89

№ 4

1,8-1,9

-

0,6-0,67

1,0-1,3

0,27-0,3

0,4-0,5

-

-

340-350

220-240

66-67

6,86-6,89

№ 5

0,3-0,5

0,3-0,5

-

1,3-1,5

0,3-0,4

0,2-0,4

0,2-0,4

-

320-340

200-240

60-62

6,78-6,82

       Оптимизированные составы комплексно-легированных серых чугунов обладают повышенной прочностью и относительной герметичностью (в=340-360 МПа, 200-240 НВ, G=60-70 кгс/(см2·мм2), плотностью d=6,8-6,9 г/см3) и рекомендованы (составы № 1, № 2, № 3) судостроительным и судоремонтным заводам Дальнего Востока для производства ответственных деталей судовых машин и механизмов (акт производственных испытаний от 18.12.2007 г. на ООО «Амурский судостроительный завод - Металлург», г. Комсомольск-на-Амуре).

2. Для изготовления деталей тепловозов, например, статор насоса гидромуфты силовой установки, эксплуатируемых на ДВЖД, применяется чугун марки АСЧ-1. Данный чугун обладает низкой износостойкостью (износ 8,8·10-3 мм, 140 НВ). В результате проведенных исследований методами математического планирования экспериментов предложены оптимальные составы износостойких комплексно-легированных чугунов (табл. 2).

Заготовки статора насоса гидромуфты силовой установки тепловоза отливались в литейной лаборатории Тихоокеанского государственного университета по специальному заказу Управления Дальневосточной железной дороги. Оптимизированный состав износостойкого комплексно-легированного чугуна (мас.%: 0,7-0,9 Ni; 0,1-0,2 Cr; 2,0-3,2 Cu; 0-0,25 Al; 0,3 Ti; 0,1-0,6 Mo; 0,4-0,6 V; 3,0-3,1 C) внедрен для производства статора насоса гидромуфты силовой установки тепловоза, эксплуатируемого на ДВЖД, и позволяет повысить износостойкость детали в 2,8-3,0 раза на испытательных стендах  и в 2,5 раза в условиях эксплуатации тепловозов по сравнению с износостойкостью базового чугуна АСЧ-1.

Таблица 2

Рекомендуемые составы износостойких чугунов

Чугун

Содержание легирующих элементов, мас.%

Износ

δ⋅10-3, мм

Твердость

НВ

Ni

Cr

Cu

Al

Ti

Mo

V

Sb

№ 1

0,75

0,2

2,0

0,25

0,3

0,1

0,6

0,15

2,8

280-300

№ 2

0,8-0,9

0-0,10

2,9-3,2

-

-

0,6-0,7

0,4-0,6

-

3,0-3,3

270-275

3. Для производства отливок типа «тройник», «отвод», «колено» и др., подвергающихся абразивному износу в условиях коррозии в агрессивной среде и повышенных (до 400 С) температур, взамен марки чугуна ИЧХ28Н2М2 на ЗАО «Русская металлургическая компания» г. Магнитогорска предложен оптимизированный состав комплексно-легированного низкоуглеродистого белого чугуна в литом и термообработанном состояниях (мас.%: 2,05-2,15 С; 1,0-1,1 Si; 7,5 Cr; 3,8-4,2 Mo; 5,8-6,2 Mn; 6,6-6,8 V).

       Преимуществом предложенного состава чугуна является сравнительно низкое содержание хрома (на 20 мас.% меньше, чем у чугуна ИЧХ28Н2М2), отсутствия в нем дорогостоящего никеля и возможность применения воздушной закалки для получения закаленной структуры. Кроме того, предложенный чугун при одинаковых показателях износостойкости в литом и термообработанном состояниях обладает более высокой коррозионностойкостью по сравнению с чугуном ИЧХ28Н2М2 (Акт производственных испытаний на ЗАО «Русская металлургическая компания» г. Магнитогорска от 12.09.2005 г.).

4.  Современные дробеметные аппараты с производительностью по дроби 250-350 кг/мин и более требуют значительного повышения стойкости быстроизнашивающихся лопастей, плит защиты, распределительных камер, импеллеров. Высокохромистый чугун, согласно принятым на заводе «Амурлитмаш» техническим условиям ТУ 2-0502-032-73, содержит по массе: 2,8-3,2 % С; 0,3-0,6 % Mn; 0,8-1,2 % Si; 13-18 % Cr; 0,3-1,0 % Ni; 0,2-0,6 % V; 0,2-0,6 % Mo; 0,05-0,12 % Ti; P<0,2 %; S<0,06 %.

По принятой на заводе ОАО «Амурлитмаш» технологии отливки из хромистого чугуна подвергаются термообработке по следующему режиму:

- закалка: загрузка в печь при температуре не выше 500 С, нагрев со скоростью 150 С/час до температуры 920-950 С, выдержка при этой температуре 2-3 ч, затем последующее охлаждение в масле (60 С);

- отпуск: при температуре 180-220 С в течение 2-3 ч с последующим охлаждением на воздухе.

       Исследовано влияние температуры закалки (800, 850, 900, 950, 1000, 1100, 1200 С) на твердость и износостойкость вышеуказанного хромистого чугуна. Установлено, что оптимальная температура закалки хромистого чугуна соответствует 950 С. Оптимальная температура отпуска соответствует 150-200 С в течение 1 ч. Также установлена целесообразность загрузки деталей в печь под закалку при более высокой температуре (700 С) по сравнению с заводской технологией (500 С), что позволило повысить производительность печей и сократить расход электроэнергии. Твердость лопастей после термообработки находится в пределах 66-67 HRC, а отливок плит защиты – 63-65 HRC. Твердость отливок импеллеров и распределительных камер соответствовала 62-65 HRC.

       С учетом высокой прокаливаемости хромистого чугуна, возможности уменьшения термических напряжений и необходимости повышения производительности термического участка исследовалось влияние воздушной закалки на механические свойства и износостойкость лопастей и плит защиты. Температура закалки – 950 С.

       Закалка на воздухе проводилась в специальных кассетах с обдувом их вентилятором со скоростью 2-3 м/с после извлечения из печи в течение 17 мин. Скорость охлаждения с 950 до 350 С составила 70 С/мин. Температура отпуска соответствовала 200 С в течение 1 ч.

       Испытания лопастей производились на дробеметном аппарате модели 42216 с производительностью по дроби 250 кг/мин. Время испытания 22 ч.

Установлено, что значение изг у чугуна, закаленного на воздухе, значительно выше, чем у чугуна, подвергнутого закалке в масле с низким отпуском. При этом значения твердости в первом случае несколько снижаются, а износостойкость лопастей практически соизмерима и не зависит от способа закалки.

       Значительный выигрыш в износостойкости лопастей и плиты защиты может быть получен при содержаниях 1,5-1,8 мас.% Мо. Прочность и износостойкость лопастей, закаленных на воздухе, несколько выше (изг=680-720 МПа, =8,6-10,25 г/ч), чем у лопастей, закаленных в масле с последующим низкотемпературным отпуском (изг=650-670 МПа, =11,9-15,8 г/ч). При этом значения твердости в обоих вариантах закалки соизмеримы (62-65 HRC).

       Таким образом, для повышения износостойкости лопастей и плит защиты «01» и «4022» толщиной 25 мм и предотвращения брака отливок по закалочным трещинам рекомендована воздушная закалка к внедрению в серийное производство. Содержание молибдена должно быть 1,5-1,8 мас.%, при котором обеспечивается равномерная по сечению плиты защиты твердость (64-65 HRC), что позволяет устранить брак литья по трещинам в процессе эксплуатации и увеличить пропускную способность термического участка.

5. Для выявления дополнительных резервов повышения физико-механических и эксплуатационных свойств всех видов чугунов и других металлических сплавов предложен новый способ (технология) их выплавки с дополнительным кратковременным облучением расплавов (10-15 мин).

6. Для ДВ региона, отличающегося большими запасами минерального сырья и территориальной удаленностью от центральных районов страны, весьма актуальной является проблема получения металлургических материалов непосредственно из минеральных концентратов металлургическими процессами.

Разработана технология получения вольфрамсодержащего сплава с содержанием вольфрама до 70 мас.% на основе концентрата Лермонтовского ГОКа (Приморский край) с содержанием 55,4 мас.% WO3 (мас.%: 19,8 СаО; 7,96 SiO2; 0,02 MgO; 4,9 P2O5; 0,25 ТiО2; 5,29 Fe2O3; 0,1 SO3; 0,72 FeO; 0,15 K2O; 0,18 Na2O; 0,45 As; 0,78 Al2O3). Состав шихты следующий: 75 мас.% шеелитового концентрата, 1,1 мас.% алюминиевой стружки, 6 мас.% железной стружки, 4 мас.% железной окалины, 4 мас.% криолита для снижения вязкости шлака. С целью уменьшения выноса пылевидного концентрата шихту предварительно спекали, используя 1,5 мас.% декстрина от массы шихты в качестве связующего для получения гранул размерами 5-10 мм. Гранулы обладали достаточной прочностью и способностью храниться долгое время. Плавку вели на «блок» в 20 кг в электродуговой печи собственной конструкции при рабочем напряжении 60 В и токе до 1000 А с нижним запалом на коротких дугах, после расплавления – в режиме длинных дуг. Расплавление происходило в течение 5-7 мин при 1700 °С, выдержка расплава при этой температуре 7-10 мин. Разработанная технология позволяет выплавлять ферровольфрам с содержанием вольфрама до 70 мас.%. Фазовый анализ показал, что в синтезированном ферровольфраме вольфрам находится в виде FexWy и W. Шлак состоял из Аl2Оз, Аl2Са, FeAl2O3, СаСО3. Содержание окисла вольфрама менее 5,0 мас.%.

Предложенная выше технология получения ферровольфрама электродуговым способом обладает рядом недостатков, несмотря на высокую производительность процесса восстановления вольфрама из оксидной фазы, один из которых – длительный процесс изготовления шихтовых материалов. Сущность новой технологии заключается в том, что кислородсодержащие соединения молибдена и вольфрама (МоО3 и WO3) восстанавливают металлическим магнием в среде расплавов солей: NaCl,  KCl, Na2CO3, Na2CO3-K2CO3, Na2CO3-NaCl, K2CO3-KCl при температуре 770-890 °С, не превышающей их температуру плавления на 20-30 °С. Оксид вольфрама вносят в расплав в соотношении массовых частей к оксиду молибдена в пределах (0,2-0,8). Порошок металлического магния берут в количестве, соответствующем расчетному для восстановления вольфрама и молибдена по реакциям восстановления. Преимущество предлагаемого технического решения состоит в том, что в рамках одностадийного процесса обеспечивается получение материалов (Mo, Mo-W) при более низкой, в сравнении с известными способами, температуре, с меньшими затратами исходных материалов.

Рентгенофазовым анализом на дифрактометре «ДРОН-3М» установлено, что полученные порошковые материалы представляют собой молибден и композиты молибдена с вольфрамом: порошок молибдена, мас.%: 98,4 Мо; 0,3 Fe; 0,3 Сu; 0,5 W; 0,5 Nb; порошковые композиционные материалы Mo-W, мас.%: 74,5 Мо; 20,3 W; 0,4 Сu; 0,3 Fe; 4,5 Si.

По результатам гранулометрического анализа, полученный порошок молибдена представляет собой однородный материал, на 80% состоящий из частиц размером 2,5-3,0 мкм. Композиционный материал Mo-W в зависимости от содержания Мо имеет размер частиц 5-15 мкм. Для получения ферросплавов на основе W и Мо последние растворяют в низкоуглеродистых сталях (Ст10, Ст15) при температуре 1600 С. Содержание вольфрама должно соответствовать 30 мас.%, а молибдена – 40 мас.% для получения эвтектических составов с температурой плавления соответственно 1500 и 1440 С. Таким способом можно получить ферросплавы хрома, никеля и других тугоплавких металлов.

Электродуговым способом получены черновые медь и олово. При полной степени десульфурации при обжиге (800-850 С в течение 2-3 ч в атмосфере сжатого воздуха) с последующей восстановительной плавкой под слоем порошков графита получена черновая медь (мас.%: 91-92 Сu;  4,2-4,5 Sn;  3,0-3,1 Fe;  0,3-0,4 Si;  0,35-0,42 Zn; 1,5-1,8 Pb) на основе медного концентрата (мас.%:  20-25 Cu2S;  1,5-2,5 CuFeS;  1,5-2,0 ZnS;  1,5-2,0 Pb;  0,27 As). Таким образом, получена однофазная бронза марки БрОЦС4-0,4-1,6 (патент № 2290449, приоритет от 06.12.2004 г.) и черновое олово (мас.%: 97- 97,4 Sn; 0,1-1,0 Pb; 0,8-1,0 Sb; 0,19-0,5 Fe; следы W; остальное – Si) на основе оловянистого концентрата (мас.%: 45-50 SnO2; 7,5 WO3; 0,6 Pb; SiO2  -  остальное).

Вышеуказанная технология получения олова и меди имеет существенные недостатки – испарение элементов при электродуговой плавке и длительность приготовления шихтовых материалов. В связи с этим разработана новая технология получения олова из касситеритового концентрата (мас.%: 45 SnO2;  6 FeMnWO4; 20 SiO2; 10 PbS + CuS; 10 турмалин) ДВ региона путем химической активации углетермического восстановления. Для интенсификации углетермической реакции необходимо отделить примеси (Sb, Bi, S, W и др.) от основного металла, т. е. произвести вскрытие концентрата. В качестве вскрывающего реагента  в шихту были добавлены соли NaNO3 и Na2CO3 в различных пропорциях. Восстановитель и концентрат измельчали до фракции 0,3-0,4 мм. Состав шихты: на одну массовую долю концентрата приходится 0,22 массовых долей карбоната натрия, 0,06 массовых долей нитрата натрия. Приготовленную шихту плавили в печи при 850-950 °С в течение 1-2 часов.

Эффект разложения  касситеритового концентрата достигается в результате его взаимодействия  с высокотемпературным (>850 °С) солевым расплавом NaNO3 + Na2CO3 (0,3:1). При этом касситерит SnO2  переходит в форму метастаната натрия Na2SnO3, обладающего большей реакционной способностью и растворимого в ионном расплаве.

Присутствие солей в шихте создает окислительно-восстановительную атмосферу, тем самым ускоряет процесс извлечения олова из концентрата. Таким образом, в присутствии солей усиливается процесс углетермического восстановления олова из его концентрата и выход олова при содержании солей доходит до 98 % (табл. 3).

  Таблица 3

Результаты спектрального анализа олова и шлака

Углетермическое восстановление

Состав металлической фазы, мас.%

Состав шлаковой фазы, мас.%

Sn

Pb

Сu

Fe

As

Si

Sn

Pb

Сu

Fe

As

Без солей

95,427

0,653

0,63

0,4

2,889

10,8

2,19

0,05

0,37

0,6

-

С солями

98,528

0,771

0,434

0,266

-

13,8

1,6

-

0,32

1,0

-

Общие выводы

1.        Установлены общие закономерности изменения структурно-чувствительных свойств расплавов от содержания графитизирующих и карбидообразующих элементов и дано научное обоснование установленным зависимостям с позиции электронного строения жидких серых  чугунов (донорно-акцепторного взаимодействия компонентов):

- изотермы , d и легированных графитизирующими элементами жидких чугунов имеют экстремальный характер изменения с максимумами их значений при 1,5 мас.% Cu и Ni, 0,025-0,05 мас.% Sn и 0,25 мас.% Al в отличие от чугунов, легированных карбидообразующими элементами – Cr, V, Ti, Mo;

- изотермы , d и легированных карбидообразующими элементами (Cr, V, Ti, Mo) жидких чугунов имеют линейный характер изменения до 1,5 мас.%;

- объемная усадка жидких чугунов (εо) обратно пропорциональна плотности расплавов; минимальной объемной усадке жидких чугунов соответствует максимум плотности и минимум коэффициента термического сжатия расплавов; наиболее точная корреляция наблюдается между плотностью и общей объемной усадкой (εобщ) легированных чугунов.

2. Найдена закономерность изменения температур фазовых и структурных превращений серых чугунов от концентрации легирующих элементов и показана их взаимосвязь с некоторыми физическими свойствами расплавов.

3. Выявлена взаимосвязь между свойствами расплавов (, d, ), литейными (жидкотекучесть, линейная усадка), механическими (в, изг, НВ, Н50) и эксплуатационными (гидроплотность, износостойкость) характеристиками комплексно-легированных серых чугунов, оценена полнота корреляции между указанными параметрами. Наибольшим значениям физических свойств расплавов на их изотермах, как правило, соответствуют максимумы прочностных свойств, износостойкости, герметичности и минимум линейной усадки.

4. Методами гамма-проникающих излучений и термического анализа подтверждено наличие критических температур перехода статистически разупорядоченной структуры ближнего порядка t0 к статистически упорядоченной структуре t1 при охлаждении низкоуглеродистых не- и легированных белых чугунов (ЖстЖГЦК), что позволяет научно обосновать выбор оптимальных температурных режимов плавки и легирования:

- все легирующие элементы (Cr, Мо, W, Mn, V) повышают температуры t0 и t1; легирующие элементы Cr и V сужают температурную область перехода ЖСТ ЖГЦК (t0 – t1), а W, Mn и Mo – расширяют; вышеуказанные легирующие элементы расширяют температурную область существования  статистически упорядоченной структуры ЖГЦК (t1 – t);

- степень уплотнения расплава в интервале температур t0 – t1 и t1 – t зависит от вида и количества легирующих элементов; легирующие элементы (W, Мо) с более высокой плотностью, чем у железа, интенсивнее уплотняют расплав в интервале температур t0 – t1 и t1 – t вследствие усиления межчастичных взаимодействий с компонентами чугуна (Fe и C);

- все легирующие элементы без исключения уменьшают значение коэффициента термического сжатия 1 в интервале температур t1 – t; следовательно, чем плотнее легирующий элемент, тем в меньшей степени сжимается жидкая фаза от температуры охлаждения до температуры начала кристаллизации избыточного аустенита.

5. Получены новые результаты по влиянию легирующих элементов на кристаллизационные параметры, структурообразование, физико-механические и эксплуатационные свойства низкоуглеродистого белого чугуна и дано научное обоснование установленным концентрационным зависимостям.

6. Обоснован выбор оптимальных режимов термообработки легированных низкоуглеродистых белых чугунов, заключающихся в закалке с последующим низкотемпературным отпуском для достижения максимальной твердости и износостойкости при соответствующих концентрациях легирующих элементов.

7. Комплексное легирование низкоуглеродистого хромистого белого чугуна существенно изменяет кристаллизационные параметры, физико-механические и эксплуатационные свойства. Комлексно-легированные чугуны после воздушной закалки обладают более высокими твердостью и износостойкостью.

8. Получены новые результаты по влиянию легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования среднеуглеродистого (3,0-3,1 мас.%) белого чугуна. Замедляя диффузионные процессы, легирующие элементы Cr, Mo и W кинетически затрудняют распад переохлажденного аустенита и способствуют стабилизации аустенита, о чем свидетельствуют результаты рентгеноструктурного анализа и исчезновение ферромагнитных свойств в низко- и среднеуглеродистых белых чугунах. В области концентраций, где происходит инверсия карбидных фаз (FeCr)3C(FeCr)7C3(FeCr)23C6, наблюдается скачкообразный рост концентрации хрома, микротвердости карбидных фаз, а также аномальное изменение физико-механических и эксплуатационных свойств. Рентгеноструктурным анализом доказано наличие карбидных фаз (FeCr)3C, (FeCr)7C3, (FeW)3C, (FeW)6C и др. при соответствующих концентрациях легирующих элементов в низко- и среднеуглеродистых белых чугунах. Температура начала кристаллизации карбидных фаз также фиксируется на политермах интенсивности гамма-проникающих излучений и термограммах кристаллизации.

9. Разработаны технологии синтеза металлических сплавов с легирующими элементами (W, Mo, Cu, Sn и др.) на основе минеральных концентратов ДВ региона электродуговым способом. Несмотря на высокую производительность процесса восстановления, электродуговой способ обладает рядом недостатков – длительным процессом приготовления шихтовых материалов, а иногда испарением конечных продуктов. В связи с этим разработана новая технология получения, например, порошков молибдена и композитов с вольфрамом, сущность которой заключается в том, что кислородсодержащие соединения (МоО3 и WO3) восстанавливают металлическим магнием в среде расплавов солей (Na2CO3-NaCl и др.) при температурах 800-900 С,  превышающих температуру их плавления на 20-30 С.

       Получены порошок молибдена (мас.%: 98,4 Mo; 0,3 Fe; 0,3 Cu; 0,5 W; 0,5 Nb) и порошковые композиционные материалы Mo-W (мас.%: 74,5 Мо; 20,3 W; 0,4 Cu; 0,3 Fe; 4,5 Si).

       Также разработана новая технология получения олова из касситеритового концентрата путем химической активации углетермического восстановления в среде расплавов солей NaNO3 и Na2CO3. Присутствие солей усиливает процесс углетермического восстановления олова из его концентрата (мас.%: 98,5 Sn; 0,77 Pb; 0,43 Cu; 0,27 Fe) и увеличивает выход олова до 97,0-98,5 мас.%.

10. Впервые открыто ранее неизвестное явление аномального изменения строения жидкой фазы, кристаллизационных параметров и структурообразования, физико-механических и эксплуатационных свойств металлических сплавов при воздействии на их расплавы наносекундными электромагнитными импульсами. Установлено:

- что строение жидкой фазы чугунов (серых, высокопрочных и комплексно-легированных) изменяется от ПОН по экстремальной зависимости с минимумом или максимумом степени уплотнения (–Jж) и коэффициента термического сжатия (ж) расплавов при определенной продолжительности облучения их НЭМИ, равной 10-15 мин;

- все кристаллизационные параметры изменяются от ПОН расплава, как правило, по экстремальной зависимости: с повышением ПОН расплавов наблюдаются резкое измельчение структурных составляющих и изменение фазового состава твердых растворов при ПОН, равной 10-15 мин;

- физико-механические свойства всех исследованных металлических сплавов также изменяются по экстремальной зависимости от ПОН расплавов; например, максимальные значения теплопроводности чугунов и металлических сплавов наблюдаются при ПОН расплавов, равных 10-15 мин; при этом теплопроводность возрастает в 1,5-2,0 раза;

- для достижения максимальных значений эксплуатационных свойств (износостойкость, коррозионностойкость) также требуется определенная ПОН расплава в зависимости от вида чугунов и других металлических сплавов. В некоторых сплавах облучение расплава НЭМИ отрицательно влияет на жаростойкость;

- предложены возможные механизмы влияния НЭМИ на вышеуказанные параметры с позиции современных представлений о жидком состоянии вещества и его взаимодействии с электромагнитным полем высокой напряженности (НЭМИ).

Основные результаты диссертации опубликованы в 77 работах, наиболее значимые их которых следующие:

  1. Ри Хосен. Комплексно-легированные чугуны специального назначения / Х. Ри, Э. Х. Ри. – Владивосток : Дальнаука, 2000. – 287 с.
  2. Ри Э.Х. Комплексно-легированные белые чугуны функционального назначения  в литом и термообработанном состояниях / Э. Х. Ри, В.М. Колокольцев, Х. Ри [и др.] – Владивосток : Дальнаука, 2006. – 274 с.
  3. Ри Э.Х. Влияние облучения наносекундными электромагнитными импульсами жидкой фазы литейных сплавов на ее строение, процессы кристаллизации и структурообразования и свойства. Издание осуществлено при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований по проекту № 08-08-070 / Э.Х. Ри, Хосен Ри, С.В. Дорофеев. – Владивосток : Дальнаука, 2008. – 181 с.
  4. Ри Хосен. Отливки из легированных чугунов / Хосен Ри, А.И. Евстигнеев, Э.Х. Ри, Е.В. Попова // Литейное производство. – 1997. № 8–9. – С. 48–49.
  5. Ри Хосен. Связь между свойствами расплавов, литейными и эксплуатационными характеристиками легированных чугунов / Хосен Ри, А.И. Евстигнеев, Э.Х. Ри, Е.В. Попова // Литейное производство. – 1997. № 11. – С. 17–18.
  6. Ри Хосен. Коррозионная стойкость и жаростойкость легированных белых чугунов / Хосен Ри, В.А. Тейх, Э.Х. Ри, Е.В. Муромцева // Литейное производство. – 2000. – № 3. – С. 12–13.
  7. Ри Э.Х. Физико-механические свойства и эксплуатационные свойства легированного белого чугуна в литом состоянии / Э.Х. Ри, А.С. Бриченок, Хосен Ри // Литейщик России. – 2004. – № 1. – С. 8–11.
  8. Ри Э.Х. Комплексно-легированные малоуглеродистые белые чугуны функционального назначения / Э.Х. Ри, А.С. Бриченок, Хосен Ри // Литейщик России. – 2004. – № 2. – С. 8–10.
  9. Ри Э.Х. Обоснование режимов термической обработки низкоуглеродистого легированного белого чугуна / Э.Х. Ри, А.С. Бриченок, Хосен Ри // Литейщик России. – 2004. – № 3. – С. 10–11.
  10. Ри Э.Х. Об использовании дальневосточных минеральных концентратов для производства металлургических материалов / Э.Х. Ри // Литейное производство. – 2006. – № 6. – С. 19–21.
  11. Ри Э.Х. Синтез комплексно-легированных белых чугунов в литом и термообработанном состояниях / Э.Х. Ри, А.С. Рабзина, Хосен Ри [и др.] // Литейное производство. 2006. № 7. с. 2-4.
  12. Ри Э.Х. Влияние легирующих элементов на жаро- и коррозионную стойкость низкоуглеродистого белого чугуна / Э.Х. Ри, А.С. Рабзина, Хосен Ри [и др.] // Литейное производство. – 2006. – № 7. – С. 5–8.
  13. Ри Э.Х. Новая технология получения олова из касситеритовых концентратов Дальневосточного региона путем химической активации углетермического восстановления / Э.Х. Ри, В.В. Гостищев, Хосен Ри, В.Г. Комков // Литейщик России. 2007. – № 6. – С. 32–33.
  14. Ри Э.Х. Электронно-микроскопическое исследование и микрорентгеноспектральный анализ  бронзы, облученной в жидком состоянии наносекундными электромагнитными импульсами (НЭМИ) / Э.Х. Ри, Хосен Ри, С.В. Дорофеев, В.Г. Комков // Литейщик России. – 2007. – № 7. – С. 33–36.
  15. Ри Э.Х. Облучение при плавке жидкой меди и бронзы наносекундными электромагнитными импульсами / Э.Х. Ри, С.В. Дорофеев, Хосен Ри [и др.] // Металлургия машиностроения. – 2006. – № 4. – С. 13–17.
  16. Ри Э.Х. Свойства алюминия и силумина после облучения  наносекундными электромагнитными импульсами / Э.Х. Ри, С.В. Дорофеев, Хосен Ри [и др.] // Металлургия машиностроения. – 2006. – № 4. – C. 18–20.
  17. Ри Э.Х. Исследование влияния легирования на строение расплава чугуна методом -проникающих излучений / Э.Х. Ри, А.С. Рабзина, В.М. Колокольцев [и др.] // Металлургия машиностроения. – 2006. – № 4. – С. 21–24
  18. Ri Е.H. Combined effect of alloying elements on corrosion resistance and heat resistance of white cast iron / Е.H. Ri, H. Ri, A.S. Brichenok // J/Russian Technical News Letter. ROTOBO. № 3. Japan, 2001. – Р. 10–11.
  19. Ree Khosen. Development of technological methods of Preparing melt for casting to improve impact-abrasion wear of hot blasting of  complete-alloyed  light-chromium  cast / V.A. Teih, G.C. Dzjuba,  Hosen  Ree, E.Н. Ree, K.J. Shaposhnikov // The actual problems of the scientific and Far Eastern region. PROCEEDINGS.  Khabarovsk, September 17-21, 1997. – Р. 124–127.
  20. Ree Khosen. Synthesis of metallurgical and materials for Far Eastern raw mineral recourses / V.A. Teih, G.C. Dzjuba,  Hosen  Ree, E.Н. Ree, K.J. Shaposhnikov // The technical progress problems of the Far Eastern region. Khabarovsk, 1997. Volume, №3.  – Р. 33–34.
  21. Ri E.H. Influence of an irradiation of a liquid phase by nanosecond electromagnetic impulses (NEMI) on properties of metals and alloys/ Ri E.H., Ri Hosen, Dorofeev S.V., Kuharenko E.B// Rare metals, volume 26, Spec. Issue, August 2007. China. Р. 14–19
  22. Ри Хосен. Разработка оптимального состава комплексно-легированого хромистого чугуна и режима термообработки деталей дробеметного аппарата / Хосен Ри, Э.Х. Ри, Г.С. Дзюба // Труды V съезда литейщиков России. – Москва. 2001.
  23. Ри Э.Х. Влияние карбидообразующих легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства хромистого низкоуглеродистого белого чугуна в литом и термообработанном состояниях / Э.Х. Ри, В.М. Колокольцев, Х. Ри, А.С. Бриченок, Г.С. Дзюба // Труды VII съезда литейщиков России. Т. 1: Общие вопросы. Черные и цветные сплавы. – Новосибирск : Изд. дом «Историческое наследие Сибири», 2005. – С. 70–76.
  24. Ри Э.Х. Влияние облучения жидкой фазы наносекундными электромагнитными импульсами (НЭМИ) на кристаллизацию, структурообразование и физико-механические свойства меди и бронзы / Э.Х. Ри, Хосен Ри, В.Н. Бруй, В.В. Белых // Труды VII съезда литейщиков России. Т. 1: Общие вопросы. Черные и цветные сплавы. – Новосибирск : Изд. дом «Историческое наследие Сибири», 2005. – С. 278–282.
  25. Ри Э.Х. Элементно-фазовый анализ оловянной бронзы, облученной наносекундными электромагнитными импульсами (НЭМИ) / Э.Х. Ри, Хосен Ри, С.В. Дорофеев, В.Г. Комков// Труды VIII съезда литейщиков России. Т. 1. Черные и цветные сплавы. – Ростов-н/Д, 2007. – С. 229–232.
  26. Ри Э.Х. Исследование влияния облучения расплава наносекундными электромагнитными импульсами (НЭМИ) на процессы кристаллизации и структурообразования, физико-механические и эксплуатационные свойства серых чугунов / Э.Х. Ри, Е.В. Ковалевич, Хосен Ри, С.В. Дорофеев, А.П. Ширшов // Труды восьмого съезда литейщиков России. Т. I. Черные и цветные сплавы. – Ростов-н/Д. 2007. – С. 68–71.
  27. Ree E.H. The study  of mechanism and kinetics of resistance and corrosion  resistance white alloy cast irons / Е.H. Ri, H. Ri, Y.V. Soboleva // Symposium proceedings. The 6-th International Symposium on Actual  Problems of the Scientific and Technological Progress of the Far Eastern Region. June 12-15, 2000. – Harbin, China. Р.57–59.
  28. Ri E.H. Research of influence of an Irradiation of a liquid phase by nanosecond electromagnetic impulses (NEMI) on properties of metals and alloys / Ri E.H., Ri Hosen, Dorofeev S.V., Kuharenko E.B. // JCRSAMPT2006. Joint China-Russia symposium on advanced materials processing technology: Harbin, P.R. China, 2006. – Р. 34-36.
  29. Ri E.H. Research of influence duration of melt irradiation by nanosecond electromagnetic impulses (NEMI) on crystallization parameters, physical-mechanical and operational properties of silumin АЛ 9/ E.H. Ri, Hosen Ri, S.V. Dorofeev // Modern materials and technologies 2007 : materials of international VIII Russia – China Symposium : two volumes. – Khabarovsk : Pacific National University, 2007. – Vol. 1. - P. 134–144.
  30. Ri E.H. Research of influence graphitizing and alloying elements on process of crystallization and structurization low – carbon chromic. White cast iron / E.H. Ri, A.P. Shirshov, E. B. Kuharenko, Hosen Ri // Modern materials and technologies. 2007 : мaterials of international VIII Russia – China Symposium : two Volumes. – Khabarovsk : Pacific National University, 2007. – Vol. 2. – P. 195–200.
  31. Ri E.H. Kinetics and mechanism of metal crystallization under influence of melt irradiation by nanosecond electromagnetic impulses in the cast iron of mark СЧ20 modified by silicon / E.H. Ri, Hosen Ri, S.V. Dorofeev, A.P. Shirshov // Modern materials and technologies 2007 : мaterials of international VIII Russia – China Symposium : two volumes. – Khabarovsk : Pacific National University. 2007. – Vol. 1. – P. 189–194.
  32. Ри Хосен. Влияние легирующих элементов на физико-механические и специальные свойства белых чугунов / Ри Хосен, Ри Э.Х., Соболева Я.В., Шемякина Л.Н. // Вестник, Благовещенск: АмГУ, вып. 6, 1999
  33. Ри Хосен. Исследование влияния легирующих элементов на процессы кристаллизации, структурообразования и ликвационные явления / Ри Хосен, Ри Э.Х., Соболева Я.В., Шемякина Л.Н. // Вестник, Благовещенск: АмГУ, вып. 6, 1999
  34. Ри Х. Связь между свойствами расплавов и эксплуатационными характеристиками хромистых железоуглеродистых сплавов / Х. Ри, Э.Х. Ри, Г.С. Дзюба, А.С. Бриченок // Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов : Т. 2. Экспериментальные исследования металлических расплавов. – Екатеринбург-Челябинск : Изд-во ЮУрГУ, 2001. – С. 113–118.
  35. Ри Х. Влияние легирующих элементов на физико-механические свойства низкоуглеродистого белого чугуна / Х. Ри., А.С. Бриченок, Э.Х. Ри // Принципы и процессы создания неорганических материалов: Материалы международного симпозиума ( Самсоновские чтения). – Владивосток. ДВО РАН Хабаровск : Изд-во «РИОТИП», 2002. – С. 116–117.
  36. Ри Х. Карбидные фазы в комплексно-легированных белых чугунах / Х. Ри , Н.Ф. Бомко, Э.Х. Ри, А.С. Бриченок // Литейные процессы : сб. науч. тр. / Под ред. В. М. Колокольцева. Магнитогорск: МГТУ, 2002. – Вып. 2. – С. 35–36.
  37. Ри Х. Исследование влияния термической обработки на структурообразование, твердость и износостойкость низкоуглеродистого белого легированного чугуна / Х. Ри, А.С. Бриченок, Э.Х. Ри // Литейные процессы : сб. науч. тр. / Под ред. В. М. Колокольцева. Магнитогорск: МГТУ, 2002. – Вып. 2. – С. 4–8.
  38. Ри Х. Влияние легирующих элементов на образование карбидных фаз в белых чугунах / Х. Ри, Н.Ф. Бомко, Э.Х. Ри, А.С. Бриченок // Литейные процессы. Выпуск 2.: Межрегиональный сборник научных трудов / Под ред. В. М. Колокольцева, Магнитогорск; МГТУ, 2002. – с. 7-9.
  39. Ри Э.Х. Оптимизация состава комплексно-легированного серого чугуна с высокой износостойкостью // Межрегиональный сборник научных трудов «Литейные процессы», Магнитогорск, 2006. – вып.6 с.4-8.
  40. Ри Э.Х. Физические свойства расплавов и структурообразование комплексно-легированных хромистых чугунов / Э.Х. Ри, Х. Ри, Г.С. Дзюба, А.С. Бриченок // Литейное производство сегодня и завтра. Тез. докл. Всерос. науч.-практ. конф., посвященной 70-летию кафедры «Физико-химия литейных сплавов и процессов». – СПб., 2001. – С. 60–65.
  41. Ри Э.Х. Эксплуатационные характеристики комплексно-легированного хромистого чугуна / Э.Х. Ри, Х. Ри, Г.С. Дзюба, А.С. Бриченок // Литейное производство сегодня и завтра. Тез. докл. Всерос. науч.-практ. конф., посвященной 70-летию кафедры «Физико-химия литейных сплавов и процессов». – СПб., 2001. – С. 65–68.
  42. Ри Э.Х. Влияние продолжительности облучения расплава НЭМИ на кристаллизационные параметры, физико-механические и эксплуатационные свойства силумина АЛ9 / Э.Х. Ри, С.В. Дорофеев, Хосен Ри // IV Международной научн.-практ. конф. «Прогрессивные литейные технологии» : сб. научн. трудов, посвященной 125-летию рождения зав. кафедрой «Литейное производство» Московского института стали, проф. Коссовского П.А. 22-28 октября 2007 г. – С. 260–262.
  43. Ри Хосен. Связь между свойствами расплавов и эксплуатационными характеристиками хромистых железоуглеродистых сплавов / Хосен Ри, Э.Х. Ри, А.С. Бриченок, Г.С. Дзюба // Труды Российской конференции.  «Строение и свойства металлических и шлаковых расплавов» - Т. 2. Экспериментальные  исследования металлических расплавов. Челябинск: изд-во ЮУрГУ, 2001
  44. Ри Х. Физико-механические свойства низкоуглеродистого белого чугуна / Х. Ри, А.С. Бриченок, Э.Х. Ри // Вторая Межд. науч.-практ. конф. : Прогрессивные литейные технологии : Сб. тез. докл. – Москва, 2002. – С. 112–115.
  45. Ри Х. Влияние легирующих элементов на процессы кристаллизации и структурообразования низкоуглеродистого белого чугуна / Х. Ри, А.С. Бриченок, Э.Х. Ри // Вторая Межд. науч.-практ. конф. : Прогрессивные литейные технологии : Сб. тез. докл. – Москва, 2002. – С. 116–118.
  46. Пат. № 2290449 Российская Федерация, (51) МПК С22В 4/00, С22С 9/02. Способ получения оловяннистой бронзы. Ри Хосен, Ри Э.Х., Богачев А.П. и др. ; заявитель и патентообладатель Тихоокеанский государственный университет. – № 2004135576/02 ; заявл. 06.12.2004, Бюл. № 36. – 3 с.
  47. Пат. № 2287605 Российская Федерация, (51) МПК C22F 3/02. Способ обработки расплава меди и ее сплавов наносекундными электромагнитными импульсами (НЭМИ) для повышения их теплопроводности. Ри Э.Х., Ри Хосен, Белых В.В. ; заявитель и патентообладатель Тихоокеанский государственный университет. – № 2005107842/02 ; заявл. 21.03.2005, Бюл. № 32. – 3 с.
  48. Пат. № 2285586 Российская Федерация, (51) МПК B22F 9/18, C22B 34/30, C22C 1/10. Способ получения порошка молибдена или его композитов с вольфрамом. Гостищев В.В., Ри Э.Х. ; заявитель и патентообладатель Тихоокеанский государственный университет. – № 2005107844/02 ; заявл. 21.03.2005, Бюл. № 29. – 3 с.
  49. Диплом № 349 от 5 февраля 2008 г. на научное открытие «Явление изменения физических характеристик металлических расплавов при воздействии на них наносекундных электромагнитных импульсов». Авторы: Ри Э.Х., Знаменский Л.Г., Кулаков Б.А., Крымский В.В., Ри Хосен, Балакирев В.Ф., Ивочкина О.В., Дубровин В.К.
  50. Ри Э.Х. Теория литейных процессов: учебник / В. Д. Белов, М. А. Иоффе, В. М. Колокольцев, Хосен Ри, Э. Х. Ри, Г. И. Тимофеев ; под ред. Хосена Ри. – Хабаровск: Изд-во «РИОТИП» краевой типографии, 2008. – 578 с.

Ри Эрнст Хосенович

       

ИССЛЕДОВАНИЕ И РАЗРАБОТКА КОМПЛЕКСНО-ЛЕГИРОВАННЫХ ЧУГУНОВ

С УЧЕТОМ СТРОЕНИЯ ЖИДКОГО СОСТОЯНИЯ ДЛЯ ПОВЫШЕНИЯ

ИХ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ

А В Т О Р Е Ф Е Р А Т

диссертации на соискание ученой степени

доктора технических наук

Подписано в печать ________08. Формат 60х84 1/16.

Бумага писчая. Гарнитура Arial Narrow.  Печать цифровая.

Усл. печ. л. 2,73. Тираж 100экз. Заказ №___

Отдел оперативной полиграфии издательства Тихоокеанского государственного университета.

680035, Хабаровск, ул. Тихоокеанская, 136






© 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.