Исследование и разработка комплексно-легированных чугунов с учетом строения жидкого состояния для повышения их эксплуатационных свойств

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.

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 ^єС, 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 20^єС. 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.

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

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 (К_И =1,17) и 5,0 мас.% Mn (К_И =1,12). Износостойкость хромистого, вольфрамового и молибденового белого чугуна изменяется по экстремальной зависимости с максимумами при 7,5 мас.% Cr (К_И =1,38), 7,5-10,0 мас.% W (К_И =1,30) и 4,0 мас.% Мо (К_И =1,5).

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

К_И: 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); Дm?·10^-3 = 20 г/(см² · ч); Дm·10^-3 = 61 г/ч. До 6,0 мас.% Cr показатели коррозии снижаются (= 5,5 см³/(см² · ч); Дm?·10^-3 = 16 г/(см² · ч); Дm·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); Дm?·10^-3= 17 г/(см² · ч); Дm·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; Дm?·10^-3=10 г/см²·ч; Дm·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); Дm?·10^-3 = 15 г/(см² · ч); Дm·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); Дm?·10^-3 = 11 г/(см² · ч); Дm·10^-3 = 30 г/ч). Повышение концентрации марганца до 3,0 мас.% способствует росту показателя коррозии (= 5,7 см³/(см² · ч); Дm?·10^-3 = 16г/(см² · ч); Дm·10^-3= 40 г/ч). Дальнейшее увеличение содержания марганца до 5,0 мас.% вновь снижает показатели коррозии (= 3,5 см³/(см² · ч); Дm?·10^-3 = 15 г/(см² · ч); Дm·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 (m?) и 2,8 раза (m) для вольфрамового чугуна; в 3 раза (), 2,67 раза (m?) и 2,74 раза (m) для молибденового чугуна; в 2,25 раза (), 2,54 раза (m?) и 2,1 раза (m) 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 ^єС 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 ^єС с последующим медленным темпом роста до определенной температуры испытания t₁. При температуре t₁ на кривых ДТА наблюдается эндотермический эффект в районе температур 800-870 ^єС. При дальнейшем повышении температуры до 1000 ^єС 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 ^єС), 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 ^єС. 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 , характеризующего отношение объема моля оксида к грамм-атому металла. При > 2,5 за счет разности объемов оксидная пленка вольфрама (например, ^w = 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 (^Mn < 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 ^єС) 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 ^єС 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 ^єС.

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 ^єС 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 ^єС твердость чугуна с 3,0-5,0 мас.% Mn становится ниже, чем у чугуна в литом состоянии (при 1000 ^єС и 4,0-5,0 мас.% Mn 34,5 HRC). Максимальная твердость чугуна (62 HRC) наблюдается при температуре закалки 850 ^єС 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 ^єС 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 ^єС существенно снижает твердость вольфрамового чугуна до 5,0 мас.% W, а затем она стабилизируется на уровне 59 HRC при температуре закалки 900 ^єС и 57 HRC - при 1000 ^єС. 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 ^єС твердость соответствует 54,5 HRC для исследованных концентраций молибдена. Повышение твердости вышеуказанных чугунов при закалке с температуры 850 ^єС 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 ^єС.

Максимальная твердость закаленных ванадиевых чугунов наблюдается при температурах закалки 850-900 ^єС (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 ^єС) 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 ^єС, а время выдержки при этой температуре - 2 ч. При отпуске легированных чугунов, закаленных с температур 850-1000 ^єС, наблюдается тенденция снижения твердости по сравнению с закаленными, что связано с частичным снятием внутренних напряжений и обеднением мартенсита атомами углерода в связи с образованием -карбида в отпущенном мартенсите (с/а>1).

Максимальная износостойкость закаленных хромистых чугунов была достигнута при 5,0-7,5 мас.% Cr (К_И = 1,8-2,0), а в марганцевых чугунах - при 1,5-2,0 мас.% Mn (К_И = 1,75). В вольфрамовых и молибденовых чугунах максимальная износостойкость наблюдается при 2,5 мас.% W (К_И = 1,53) и 5,0 мас.% Мо (К_И = 1,54). В ванадиевых чугунах твердость и износостойкость резко возросла до 4,0 мас.% (К_И = 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 (К_И = 1,75), 2,0 мас.% Mn (К_И = 1,75); 2,5 мас.% W (К_И = 1,75); 2,0 мас.% Мо (К_И = 1,60); 4,0-7,0 мас.% V (К_И = 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 ДЈ_ж от 1550 єС до температуры начала кристаллизации аустенита t_л 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 t_л. При этом коэффициент термического сжатия б_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 (-ДЈ_ж и б_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 (-ДЈ_ж=11·10² имп/с) с максимальным коэффициентом термического сжатия (б_ж=6,0 имп/(с·єС)), а остальные элементы Cu, Al и Sn разуплотняют хромистый расплав (-ДЈ_ж=0,8·10² имп/с для Sn; -ДЈ_ж=3,0·10² имп/с для Cu; -ДЈ_ж=3,0·10² имп/с для Al) с минимальными значениями коэффициента термического сжатия (б_ж=2,0 имп/(с·єС) для Sn; б_ж=2,1 имп/(с·єС) для Cu; б_ж=2,2 имп/(с·єС) 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 t_л, карбидов t_к, карбидной эвтектики t и эвтектоида t^н_А. При этом продолжительность протекания соответствующих реакций ф_э, ф_л, ф_А сокращается. Исключением является хромистый чугун, легированный ванадием. Он повышает температуры t_л, t_к, t и уменьшает продолжительность соответствующих превращений. Температура начала эвтектоидного превращения t^н_Аи его продолжительность ф_Ауменьшаются.

Легирующие элементы W, Mo, V и Mn способствуют уменьшению степени уплотнения гетерофазного расплава А+Ж (А+К+Ж) хромистого чугуна -ДЈ_л-э. Коэффициент термического сжатия б₂ гетерофазного расплава в интервале температур t_л - 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 (-ДЈ_э) и эвтектоидном (-ДЈ_А) превращениях увеличиваются по мере повышения концентрации W, Mo и Mn. Ванадий, наоборот, незначительно уменьшает значения (-ДЈ_э) и (-ДЈ_А)_. Следовательно, ванадий в отличие от других легирующих элементов уменьшает количество эвтектической и эвтектоидной составляющих.

Экспериментально доказано, что в интервале кристаллизации t_л - 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 t_л 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 (-ДЈ_л) зависит от температурного интервала его кристаллизации. Минимальные значения -ДЈ_л 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 (-ДЈ_э) постоянно возрастает при легировании хромистого чугуна Cu, Ni и Sn. При легировании чугуна алюминием минимальная степень уплотнения (-ДЈ_э) наблюдается при 1,0 мас.%. Степень уплотнения при эвтектоидном превращении (-ДЈ_А) возрастает при легировании чугуна Cu и Ni, а при легировании алюминием и оловом максимальная степень уплотнения (-ДЈ_А) 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 ^єС 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 с 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 с 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:

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

10^-8, Омм: Mn (15,0)V (14,2)W (13,2)Мо (13,1) (исх. хромистый чугун - 11,6·10^-8 Омм).

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).

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 К_И наблюдаются при концентрациях 3,0 мас.% Мо (К_И = 1,75), 5,0 мас.% Mn (К_И = 1,4), 10,0 мас.% W (К_И = 1,6), 1,0-7,0 мас.% V (К_И = 1,25).

В хромованадиевых чугунах, несмотря на уменьшение твердости от концентрации ванадия, относительная износостойкость незначительно повышается до К_И = 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:

К_И: 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 (Дm, Дm?,) 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:

Дm, г/ч: V (35)W (28)Mn (20)Мо (19); Дm?, 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 ^єС (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 ^єС наблюдается экзотермический эффект с образованием плотной оксидной пленки. В хромоникелевых чугунах жаростойкость изменяется по сложной зависимости от концентрации никеля. При температурах испытания (500-1000 ^єС) 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 (К_И = 3,0); 2,5 мас.% W (К_И = 2,2); 0,5-1,0 мас.% Mn (К_И = 3,5); 4,0 мас.% V (К_И = 2,75). После низкотемпературного отпуска износостойкость комплексно-легированных чугунов значительно ниже закаленного: 1,5-5,0 мас.% Мо (К_И = 1,5); 2,5 мас.% W (К_И = 1,5); 0,5-1,0 мас.% Mn (К_И = 2,80); 4,0 мас.% V (К_И = 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.

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

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, л₂₀, 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 (+ДЈ_э) 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 + Ц₁>К₂).

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 t_л, эвтектики t, перитектики t и эвтектоида t. Продолжительность кристаллизации аустенита ф_А и эвтектики ф_Э уменьшается, а перитектического ф_П и эвтектоидного ф_А1 превращений увеличивается.

При увеличении содержания хрома в чугуне наблюдается уплотнение (рост значений -ДЈ_Э-П) расплава: значения -ДЈ_Э при эвтектическом и -ДЈ_П при перитектическом превращениях монотонно увеличиваются почти с одинаковой скоростью до 15 мас.% Cr. При больших содержаниях хрома в чугуне темп роста значений -ДЈ_Э превалирует над темпом роста -ДЈ_П. 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 t_л, 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 (-ДЈ_Э) наблюдалось при 12,5-15,0 мас.% W. По характеру изменений значений Дt_Э и -ДЈ_Э 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 t_л, 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 -ДЈ_Э 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 помимоледебуритной 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.

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

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.