CC BY
47
УДК 669.13.018
ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА НА МИКРОСТРУКТУРУ И ФАЗОВЫЙ СОСТАВ МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ БЕЛЫХ ЧУГУНОВ
Л.С. Печенкина
Приведены результаты исследования влияния легирующих элементов на структурообразование самозакаливающихся белых чугунов
Ключевые слова: белый чугун, хром, ванадий, легирование, композиционная структура
Объектом исследования являются комплексно-легированные белые чугуны для износостойких тонкостенных отливок, которые обладают необходимыми прочностью и ударной вязкостью без упрочняющей термической обработки. Но при изготовлении отливок из таких сплавов сложной конфигурации в процессе формирования мартен-ситно-карбидной структуры могут появиться микротрещины. Повышение ударной вязкости чугунов возможно более полным приближением структуры к композиционному виду. Поэтому задача исследования - оценка условий структурообразования, обеспечивающих формирование композиционной структуры сплавов. При планировании работы в качестве базовой была заложена микроструктура кристаллизующегося сплава, состоящая из разреженной двойной эвтектики А + МС, где А- аусте-нит, МС- карбид металла. Проведенные теоретические и экспериментальные расчеты показали, что в качестве базового может быть использован сплав следующего химического состава, %: 1,8-2,2 С; 2,54 Мп; 6-7 Сг; 6,5-8 V; до 1 Si [1]. При таком составе можно обеспечить сбалансированное содержание углерода и ванадия с целью исключения из структуры эвтектики других карбидных фаз, кроме кар-
Характеристики химического состава и
бида МС. Известный композиционный характер такой структуры должен обеспечить сочетание высоких механических и эксплуатационных свойств [2,3].
Значительное влияние на фазовый состав металлической основы (матрицы) сплава оказывает марганец. Совместно с хромом он сильно повышает прокаливаемость сплава, увеличивая количество мартенсита в структуре. Однако наряду с этим он способствует и сохранению в структуре остаточного аустенита.
Количество аустенита в структуре сплавов определялось с помощью рентгеноструктурного анализа по специальной методике в зависимости от химического состава, который выражался в виде обобщенного параметра - параметра аустенизации ПА [4]:
ПА = С + Мп + 0,5Сг + - 0,5Si + 0,5Мо + +0,2Си - 0,5А1 (1)
Экспериментально исследованы 5 сплавов, химические составы которых, их параметры аусте-низации и количество аустенита в структуре приведены в табл. 1.
Таблица 1
уры экспериментально исследованных сплавов
Номер сплава Содержание элементов, % мас. Па, % А, %
C Mn Cr V Si
2 1,46 1,90 5,6 5,1 0,64 6,85 11,0
9 1,75 5,10 7,6 6,2 1,06 11,37 53,5
12 1,90 0,85 5,5 5,9 0,43 6,43 9,5
20 2,28 5,50 7,3 6,8 0,7 12,46 78,3
М1*) 1,42 2,19 4,4 2,93 1,02 6,58 10,0
*) В сплаве М1 содержится также 1,24% Cu и 0,96% Мо.
Компьютерная обработка этих данных подтвердила экспоненциальный характер зависимости количества аустенита от концентрационного параметра аустенизации (рис. 1).
Эта зависимость применительно к исследованным сплавам для условий естественного структурообразования (охлаждение в литейной форме по газифицируемым моделям до ~ 700оС с последующей горячей выбивкой и дальнейшем охлаждении на воздухе) имеет следующий вид:
A = exp (0,35 • Па);
(2)
Печенкина Лариса Степановна - ВГТУ, канд. техн. наук, доцент, e-mail: a.m.pechenkin@mail.ru
где А - количество аустенита; ПА - параметр аустенизации; обе величины выражаются в мас. %.
Параметр аустенизации для всех исследованных сплавов рассчитан по уравнению (1) вместе с характеристиками структуры, в том числе и с количеством аустенита в структуре, рассчитанном по уравнению (2).
Особенно сильное влияние на количество аустенита в структуре сплавов оказывает содержание марганца.
Рис. 1. Влияние химического состава сплава на степень аустенитизации структуры
На рис. 2 представлена зависимость количества аустенита от содержания марганца для сплавов со сравнительно небольшим разбросом по содержаниям углерода (2,06 - 2,3%), хрома (6 - 7%) и ванадия (6,1 - 7,1%). Видно, что эта зависимость практически линейная:
А = 10,3 Мп. (3)
При содержании марганца около 5% количество аустенита в структуре сплава становится преобладающим.
Рис. 2. Зависимость количества аустенита в структуре от содержания в сплаве марганца
На количество аустенита заметное влияние оказывают также хром и ванадий, растворяющиеся в аустените. Как будет показано ниже, в аустените в значительных количествах растворяется хром и намного хуже ванадий. Поэтому в сплавах с повышенным содержанием хрома (8,5% и более) количество аустенита оказывается значительно больше, чем следует из зависимости (3); особенно резко возрастает степень аустенизации структуры при достаточно высоком содержании в сплавах марганца, хрома и ванадия (в сплаве при 5,14% Мп, 9,6% Сг и 8,3% V структура полностью аустенизирова-на).
Таблица 2
ого анализа сплавов
Номер сплава Содержание элементов, % Выход карбидов
в сплаве в порошке
С Мп Сг V С Мп Сг V Fe
20 2,28 5,50 7,3 6,8 15,6 2,91 13,7 51,7 15,2 12,9
2 1,46 1,90 5,6 5,1 18,5 0,33 5,4 72,6 2,4 6,8
9 1,75 5,10 7,6 6,2 18,5 0,46 6,9 71,8 2,4 8,2
12 1,90 0,85 5,5 5,9 16,4 0,65 10,4 57,7 14,1 10,0
Как показал анализ, в структуре исследуемых сплавов содержатся карбиды двух видов: МС (типа VC) и М7С3 (типа Сг7С3). Важную информацию может дать химический состав карбидов при его использовании для определения количества в структуре сплавов каждого вида карбидов и для оценки морфологических особенностей структуры.
Химический состав карбидов определен на нескольких сплавах с использованием методов карбидного и рентгеноспектрального анализов. В табл. 2 приведены химические составы сплавов и карбидных порошков, выделенных из этих сплавов с помощью карбидного анализа, а также выход карбидных порошков.
Рентгеноструктурный анализ порошков показал, что в сплавах 2 и 9 содержатся только карбиды МС, а в порошках сплавов 12 и 20 карбиды МС преобладают. Приведенные в табл. 2 данные позволяют оценить средний химический состав карбидов МС и расчетным путем из нормировки состава карбидных порошков по каждому элементу разделить карбиды МС и М7С3 и их химические составы в сплавах 12 и 20. Расчетным путем (по химическому составу сплавов и карбидных порошков) рассчитан также химический состав матрицы (аустенита при температуре закалки). Результаты расчетов приведены в табл. 3.
Химические составы фаз и их содержание в структуре сплавов
Таблица 3
Фазы (или струк- Количе- Содержание элементов, % мас.
сплава турные составляю- ство, % С Мп Сг V Fe
щие) мас.
1 2 3 4 5 6 7 8
МС 6,8 18,5 0,33 5,4 72,6 2,4
М7С3 - - - - - -
матрица
(аустенит А) 93,2 0,22 2,01 5,6 0,18 91
2 Среднее в сплаве 100 1,46 1,90 5,6 5,1 8
9 МС 8,2 18,5 0,46 6,9 71,8 2,4
М7С3 - - - - - -
А 91,8 0,25 5,5 7,7 0,34 86
Среднее в сплаве 100 1,75 5,10 7,6 6,2 79
12 МС 7,8 18,5 0,24 5,3 72,7 2,5
М7С3 2,2 8,8 2,11 28,5 4,7 55,0
А 90,0 0,29 0,87 5,0 0,14 93
Среднее в сплаве 100 1,90 0,85 5,5 5,9 85
20 МС 9,0 18,5 0,40 6,7 72,0 1,8
М7С3 3,9 8,8 8,7 30,0 5,0 46,0
А 87,1 0,27 5,9 6,4 0,12 85,0
Среднее в сплаве 100 2,28 5,50 7,3 6,8 76
Данные карбидного анализа подтверждены результатами рентгеноспектрального анализа на установках «Стереоскан-180» и «Камека», проведенного на сплаве 20. На сканограммах участков поверхности образцов видно, что в структуре сплава содержится сравнительно мало карбидов, но много аустенита. В сплаве находятся эвтектики двух видов: двойная А + МС и тройная А + МС + М7С3. Использование фазового контраста на карбидах (карбид МС выглядит более темным) подтверждает, что на карбидах МС зарождаются не только колонии двойной эвтектики но и колонии тройной эвтектики.
Усредненные результаты количественного рентгеноспектрального анализа, приведенные в табл. 4, почти полностью повторяют данные карбидного анализа.
Несколько повышенное содержание ванадия в аустените по сравнению с результатами карбидного анализа объясняется тем, что совместно с аустенитом сканированию подвергались и дисперсные включения карбидов МС, выделявшиеся из аустенита и при карбидном анализе переводимые в осадок.
Таблица 4
Химические составы фаз в сплаве 20 по данным рентгеноспектрального анализа
Фазы Содержание элементов, % мас.
Мп Сг V
МС 0,5 7 72
М7С3 8,5 32 6,5
А 6,0 7 0,6
Таким образом, результаты фазового анализа показывают, что в исследуемых сплавах содержание хрома в матрице и в карбидах МС близко к среднему содержанию его в сплаве. Содержание ванадия в матрице очень мало и обычно при температурах около 600оС (ниже этих температур в условиях воздушной закалки диффузионное перераспределение элементов замещения в аустените практически не происходит) составляет 0,2-0,3% (в среднем 0,22%). Из соотношения между содержаниями ванадия и других металлов в карбидах МС
видно, что примерно 10% содержащегося в них ванадия замещаются хромом, железом и марганцем. Поэтому количество ванадия и других металлических элементов, участвующих в образовании карбидов МС можно оценить по формуле
Ммс = 1,1 (V - 0,2), % (4)
где V - среднее содержание ванадия в
сплаве.
Тогда с учетом содержания углерода в карбидах МС 18,5% мас.) можно рассчитать количество этих карбидов в структуре сплава (ВМС):
ВМС = ———ММС « 1,35К - 0,27 (5) МС 100 -18,5 МС
Расчет количества карбидов М7С3 можно провести, исходя из нормировки по углероду. В аустените максимальное содержание углерода после выделения всех карбидов составляет 0,30%. Учитывая количество карбидов МС, содержание углерода в них (18,5%) и в карбидах М7С3 (8,8%), а также среднее содержание углерода в сплаве Сспл, имеем:
В^г • + Вмс • Смс + ВА • СА = 100 • С
^м7с3 ^м7с3
(6)
где ~~ количество каждой
фазы, мас.%;
и СА - содержание углерода в
соответствующих фазах, мас.%.
Учитывая, что ВА =100 - ВМ^ - ВМС, а также значения содержаний углерода в фазах, име-
ем
В
М7 с 3
100Сспд - 18,2ВМС 8,5
- 3,5 (7)
Проведены расчеты фазового состава всех исследованных сплавов (в ряде случаев откорректированные по экспериментальным данным). Сопоставление результатов расчетов с экспериментальными данными показало, что максимальная
погрешность расчетов составляет ±0,1%. Приведе-
*
ны значения критического содержания ванадия V , а также дефицит ванадия в сплавах ДV, рассчитанный по формуле
ных карбидов. Как было показано выше, частично такую структуру можно улучшить с помощью термической обработки, однако на свойствах сплава ее влияние все же проявляется (снижением прочности и ударной вязкости).
Менее сказывается влияние дефицита ванадия в сплавах с медью, молибденом и микролегирующими элементами (сплавы М1 - М7). В этих сплавах дополнительные легирующие элементы существенно измельчают микроструктуру. Особое влияние оказывает медь. Она способствует формированию разреженной двойной эвтектики А + МС с очень равномерным рас-положением ее колоний. При этом меняется и форма карбидных включений, армирующих колонии. Значительно уменьшается разветвленность карбидных каркасов, появляются мелкие пластинки. Эти изменения в сочетании с измельчением колоний приводят к заметному повышению прочности. Микроструктура сплава приведена на рис. 3. При достаточно высоком содержании меди (1% и более) в структуре сплава могут появляться мелкие включения медистой фазы. Медистая фаза совместно с аустенитом играет роль демпфера при возникновении локальных динамических нагрузок (например, при мартенситном превращении), снижая возможность образования микротрещин, что было отмечено при анализе дефектов в отливках из исследуемых сплавов.
ДV = V - V, %,
(8)
Рис. 3. Микроструктура сплава М4, х 600
где V - среднее содержание ванадия в сплаве, % мас.
Проведенный анализ результатов показал, что при значительном дефиците ванадия в структуре сплавов появляются карбиды М7С3. Однако при небольшом дефиците (0,1-0,2 % V) эти карбиды практически в структуре не обнаруживаются и структура сплавов сохраняет композиционный характер. В таких сплавах могут присутствовать в очень небольшом количестве дисперсные карбиды М7С3, но на характер структуры они не влияют.
При значительном дефиците ванадия (1% и более) карбиды М7С3 могут выделяться в структуре в виде сетки тройной квазиэвтектики или вторич-
Характерно также, что в сплавах с дополнительным легированием отрицательное влияние карбидов М7С3 практически не проявляется. Объясняется это их сильной измельченностью и равномерным распределением в матрице. Поэтому в таких комплексно-легированных сплавах можно допускать дефицит ванадия 2%.
Таким образом, разработанная методика определения фазового состава комплексно-легированных чугунов, основанная на использовании в качестве исходных экспериментальные данные рентгеноструктурного, рентгеноспектрального и карбидного анализов ограниченного количества сплавов, позволит определить химический состав
для формирования композиционной структуры большого числа сплавов. Возможен и другой вариант оптимизации сплавов - путем их дополнительного комплексного легирования.
Литература
1. Сильман Г.И. Влияние химического состава на свойства самозакаливающихся чугунов [Текст] / Г. И. Сильман, Л. С. Печенкина, А. А. Щетинин // Вестник Воронежского гос. техн. ун-та. Сер. Материаловедение. -2001. - Вып. 1.10. - С.32-34.
2. Печенкина, Л.С. Разработка износостойких самозакаливающихся сплавов для тонкостенных точноли-тых деталей [Текст]: Дис. канд. техн. наук:
Воронежский государственный технический университет
05.16.01 : защищена 20.06.2000 : утв. 12.12.2000 / Л.С. Печенкина- Курск, 2000. - 193 с.
3. Печенкина, Л.С. Влияние хрома и ванадия на композиционную структуру в малоуглеродистых белых чугунах [Текст]/ Л.С. Печенкина, Г.И. Сильман, А.А. Рукавицына // Вестник Воронежского государственного технического университета. - 2015. Т.11. - № 6. - С.13-17.
4. Серпик, Л.Г. Разработка, исследование и применение износостойких белых чугунов высокой прокалива-емости [Текст] : Дисс. ... канд. техн. наук 05.16.01 защищена 19.06.1991 : утв. 20.12.1991 / Л.Г. Серпик. -Тула, 1991. - 238 с.
EFFECT OF CHEMICAL COMPOSITION ON THE MICROSTRUCTURE AND PHASE COMPOSITION OF LOW-CARBON WHITE CAST IRON
L.S. Pechenkina
The results of studies of the effect of alloying elements on structure air-hardening white irons Key words: white iron, chromium, vanadium, alloying, composite structure
