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

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 (1,27Е и 1,28Е 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 (л₂₀) возрастают с последующим скачкообразным разуплотнением и уменьшением л₂₀ 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 л₂₀ 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 л₂₀ = 42 Вт/(К?м), а при 19 мас.% Cr d₂₀ = 7,5 г/см³ и л₂₀ = 30 Вт/(К?м)). При содержании 22,0 мас.% Cr наблюдаются скачкообразный рост плотности (d₂₀=7,6 г/см³) и резкое снижение теплопроводности до 14 Вт/(К?м). 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/(К?м)). 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/(К?м) 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 (К_общ.Н2=2,0 см³/(см²?ч); m=12,5?10^-3 г/ч) по сравнению с исходным чугуном (К_общ.Н2=7,0 см³/(см²?ч); m=36?10^-3 г/ч). В интервале концентрации хрома от 5,0 до 8,5 мас.% Cr скорость коррозии чугуна повышается (К_общ.Н2=2,90 см³/(см²?ч); m=16?10^-3 г/ч), а средний размер карбидных частиц цементитного типа n_ср 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 (К_общ.Н2=1,7 см³/(см²?ч); m=11?10^-3 г/ч) и увеличение размера n_ср (18 мкм). С 15 до 22,0 мас.% Cr скорость коррозии вновь возрастает (К_общ.Н2=6,2 см³/(см²?ч); m=38?10^-3 г/ч), а средний размер карбида тригонального типа К₂ резко уменьшается (n_ср=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 (К_общ.Н2=(0,7-0,8) см³/(см²?ч); m=(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 (К_общ.Н2=1,0 см³/(см²?ч); m=6,5?10^-3 г/ч). При этом размер карбидных частиц также уменьшается (n_ср=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 (К_общ.Н2=0,8 см³/(см²?ч); m=2?10^-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.% (m=7,5-8,0?10^-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 (m=2,5-5,0?10^-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/(м²?ч)). 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/(м²?ч) при 19 мас.% Cr) в вольфрамовых чугунах с 20 мас.% W скорость окисления сравнительно высокая (72 г/(м²?ч)). Только при 25 мас.% W наблюдалось существенное снижение скорости окисления (13,45 г/(м²?ч)). Более высокую скорость окисления вольфрамовых чугунов по сравнению с хромистыми можно объяснить образованием рыхлой оксидной пленки и большим значением коэффициента ц^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/(м²?ч)). Дополнительное легирование марганцевых чугунов (10-15 мас.% Mn) кремнием (1,0-1,5 мас.%) существенно снижает скорость окисления (11,2-5,3 г/(м²?ч)). 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 ДЈ_ж и коэффициент термического сжатия б_ж жидкой фазы), кристаллизационные параметры (t_кр, t_л, t_с, t_э, t_п, 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 (б-твердого раствора, эвтектики, интерметаллидных фаз), увеличение растворимости второго компонента в б-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 t_л (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) -ДJ_л и эвтектики -ДJ_э и продолжительность их кристаллизации (ф_л и ф_э). Температуры начала t^н_А1 и конца t^к_А1 эвтектоидного превращения и время кристаллизации эвтектоида ф_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 t_л и повышению t. Температурный интервал кристаллизации t_л - 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) t_л 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 -ДJ_л и ф_л стремятся к нулю, а значения -ДJ_э и ф_э - к максимальным значениям.

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

Температура начала t_А1^н 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 t^н_А1 и t^к_А1 и уменьшению степени уплотнения -ДJ_А1 и времени кристаллизации эвтектоида ф_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 t_л, t_э^н, ф_л и ф_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 t^н_э 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 t^н_А1, 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 t_л снижается, а t повышается по мере увеличения ПОН расплава. При этом сближаются температуры t_л 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; K_и=1,5 при 2,0 мас.% и K_и=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 t^н_А1 и t^к_А1.

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 л= 25 Вт/(м?К). После 15-минутного облучения расплавов НЭМИ теплопроводность модифицированных с 1,5 и 2,5 мас.% лигатуры составляет соответственно 35 Вт/(м?К) и 22,3 Вт/(м?К), 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 Дm/S = 100 г/м²; в модифицированных 1,5 и 2,5 мас.% ФСМг-6 - соответственно Дm/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 (у_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).

Оптимизированные составы комплексно-легированных серых чугунов обладают повышенной прочностью и относительной герметичностью (ув=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).

Таблица 1

Рекомендуемые составы чугунов для получения гидроплотных отливок судовых машин и механизмов

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

3. Для производства отливок типа «тройник», «отвод», «колено» и др., подвергающихся абразивному износу в условиях коррозии в агрессивной среде и повышенных (до 400 єС) 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 єС, нагрев со скоростью 150 єС/час до температуры 920-950 єС, выдержка при этой температуре 2-3 ч, затем последующее охлаждение в масле (60 єС);

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

Исследовано влияние температуры закалки (800, 850, 900, 950, 1000, 1100, 1200 єС) на твердость и износостойкость вышеуказанного хромистого чугуна. Установлено, что оптимальная температура закалки хромистого чугуна соответствует 950 єС. Оптимальная температура отпуска соответствует 150-200 єС в течение 1 ч. Также установлена целесообразность загрузки деталей в печь под закалку при более высокой температуре (700 єС) по сравнению с заводской технологией (500 єС), 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 єС.

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 єС составила 70 єС/мин. Температура отпуска соответствовала 200 єС 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 у_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 (у_изг=680-720 МПа, д=8,6-10,25 г/ч), чем у лопастей, закаленных в масле с последующим низкотемпературным отпуском (у_изг=650-670 МПа, д=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 Fe_xW_y 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 єС. Содержание вольфрама должно соответствовать 30 мас.%, а молибдена - 40 мас.% для получения эвтектических составов с температурой плавления соответственно 1500 и 1440 єС. 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 єС 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

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

- объемная усадка жидких чугунов (_о) 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 (_общ) 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 (с, d, н), литейными (жидкотекучесть, линейная усадка), механическими (у_в, у_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 (Ж_ст>Ж_ГЦК), 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 Ж_СТ > Ж_ГЦК (t₀ - t₁), а W, Mn и Mo - расширяют; вышеуказанные легирующие элементы расширяют температурную область существования статистически упорядоченной структуры Ж_ГЦК (t₁ - t_Л);