Комплексно-легированные износостойкие чугуны

Влиянию комплексного легирования на износостойкость чугунов доэвтектического и заэвтектического состава посвящены многочислен­ные исследования. Однако многие процессы этого явления продолжают оставаться неясными.

Высокохромистые чугуны (ИЧХ20М, Х34, ИЧХ28Н2 и др.) из-за на­личия крупных карбидов имеют низкую пластичность и поэтому не при­меняются в условиях, связанных со значительными ударными нагрузка­ми. Микротвердость металлической основы для указанных чугунов изме­няется в очень широких пределах: от 310⁹ до 1510⁹ Па.

Значительное повышение износостойкости белого чугуна, связанное с изменением первичной структуры, наблюдается при легировании кар­бидообразующими элементами. Комплексное легирование карбидообра­зующими элементами доэвтектического чугуна с содержанием 2,1… 3,1 % углерода и 0,8…1,3 % кремния обеспечивает его высокую износо­стойкость и достаточную прочность. Физические свойства ряда таких элементов, используемых для комплексного легирования износостойких чугунов, приведены в таблице 1.

Физические свойства карбидообразующих элементов

В особо жестких условиях наибольшей износостойкостью, в том числе и против эрозионного износа, отличаются мартенситные чугуны типа нихард и высокохромистые чугуны с содержанием более 12 % хро­ма и 0,8… 1,6 % молибдена.

Молибден образует собственные карбиды типа Мо₂С, может входить в состав комплексных карбидов (Me, Мо)₇С₃ и растворяется в матрице. Количество молибдена в матрице тем выше, чем больше молибдена со­держится в сплаве. Условия, при которых происходит выделение из аустенита вторичных карбидов, определяют микроструктуру и механиче­ские свойства мартенсита и, следовательно, отливок из хромомолибдено­вых белых чугунов.

В чугунах с 1,5…4,3 % углерода, легированных хромом в количест­ве 12… 14 % и молибденом 1,4… 1,6 %, прокаливаемость резко снижается при увеличении содержания углерода.

Структурная диаграмма металлической основы белых чугунов, содержащих 12…14 % хрома; 1,4…1,6 % молибдена; 0,2 % никеля (а) и 1,2 % никеля (б): — мартенсит; //-мартенсит и продукты распада аустенита; III- продукты распада аустенит.

На рисунке 1 показано, что с повышением содержания в чугуне угле­рода более 3,0…3,3 % увеличивается количество продуктов распада ау­стенита в закаленных плитах толщиной более 50 мм.

Изменение прокаливаемости (а, 6, г) и концентрации хрома в твердом растворе (в) в зависимости от содержания углерода в белых чугунах с содержанием 16…18 % Сг; 1,4…1,6 % Мо; 0,02 % Sb (а); 16…18 % Сг; 1,4…1,6 % Мо; 035 % Sb (б); 16…18 % Сг; 1,4…1,6 % Мо; 0,10 % Sb (в); в отливках с толщиной стенок 30 мм (кривая 7); 60 мм (кривая 2) и 100 мм в) (кривая 3); в отливках с содержанием молибдена (г): 0,10 % Мо (кривая 4); 0,67 Мо (кривая 5); 13 Мо (кривая 6)

На рисунке 2 показано изменение прокаливаемости (а, б и г) и концен­трации в твердом растворе хрома (в) в зависимости от содержания угле­рода. Высокохромистые чугуны с содержанием 1,4… 1,6 % молибдена (см. рис. 2.5, а) обладают сравнительно высокой прокаливаемостью. При увеличении содержания углерода более 2,5 % прокаливаемость этих чугунов уменьшается и перлитное превращение при закалке на воздухе можно подавить только в отливках с толщиной стенки до 30 мм.

При производстве деталей, подвергающихся абразивному и эрози­онному воздействиям, используются высокохромистые белые чугуны, легированные марганцем и молибденом. Концентрация молибдена в твердом растворе при равном содержании в хромомарганцево-молибденовом чугуне значительно выше, чем в хромомолибденовом чугуне. Влияние марганца на прокаливаемость хромистых и хромомолибденовых чугунов с содержанием 2,8…3,1 % углерода, 0,3…0,7 % кремния, 12… 14 % хрома приведено на рисунке 2, а влияние молибдена на прокали­ваемость хромомарганцевых чугунов — на рисунке 2, г, рисунке 3, а и б.

Прокаливаемость белых износостойких чугунов с различным содержанием молибдена и марганца: 1 — 0,10 % Мо; 2 — 0,67 % Мо; 3 — 1,3 % Мо

По данным М.Е. Гарбера, увеличение содержания молибдена в твердом растворе резко тормозит перлитное превращение, поэтому при производстве высокохромистых чугунов важное значение отводится вы­бору оптимального соотношения легирующих элементов, используемых при его комплексном легировании.

Считается, что увеличение содержания марганца в белых чугунах не изменяет микротвердости карбидов (13-10⁹ 16-10⁹ Па) и мартенсита (8*10⁹.. .9* 10⁹ Па).

Однако мартенситная точка с увеличением содержания марганца снижается, а количество остаточного аустенита возрастает; вто­рая причина снижения износостойкости: уменьшение количества карби­дов из-за повышенной предельной растворимости углерода в аустените.

Износостойкость белых чугунов в зависимости от их прокаливаемости приведена в таблице 2. Для толстостенных деталей следует выби­рать чугуны, обладающие высокой прокаливаемостью, но содержащие меньше углерода.

На рисунке 4 приведена диаграмма, позволяющая выбирать необходи­мое содержание углерода и хрома в зависимости от требуемой прочности и износостойкости (соответственно кривые 2 и 1) для белых безникелевых чугунов. Эвтектическое содержание углерода в чугуне снижается с увеличением количества хрома: при содержании хрома 11,5… 12,5 % эвтектическое содержание углерода 3,3…3,1 %, а при увеличении содер­жания хрома до 25…26 % эвтектическое содержание 2,5…2,6 % соответ­ственно. Поэтому чугуны с меньшим содержанием хрома в нейтральных средах за счет большего содержания карбидов часто обладают более высокой стойкостью в условиях абразивного изнашивания типа микроре­зания.

Влияние содержания молибдена на количество аустенита (а) и марганца на количество мартенсита М (б) в белых износостойких чугунах, низколегированных: 1 — 0,23 % Си; 2 — 0,15 % Sb; 3-0,35 % V

С повышением скорости кристаллизации массивных отливок увели­чивается микротвердость матрицы, износостойкость и прочность чугуна. Изменение износостойкости белых чугунов в зависимости от микротвер­дости матрицы приведена на рисунке 5.

Изменение износостойкости белого чугуна ИЧХ20Г7М в зависимо­сти от толщины отливки и материала литейной формы показано на рисунке 6, где кривая 1 соответствует песчано-глинистой форме, а кривая 2 — металлической.

Для достижения максимальной износостойкости при удовлетвори­тельной прочности используют белые безникелевые чугуны с содержа­нием 12…20 % хрома и 2,2…2,8 % углерода. Высокая стойкость их в ус­ловиях абразивного изнашивания по сравнению со сталью объясняется наличием в структуре значительного количества (20…50 %) твердых карбидных включений, которые затрудняют микрорезание поверхности деталей.

Износостойкость и прокаливаемость белых чугунов

Износостойкость К чугуна ИЧХ12М в зависимости от микротвердости металлической основы: 1 — 1,96 % С; 36 % Сr; 0,45 % Si; 0,45 % Мп; 2 — 2,88 % С; 12,8 % Сr; 0,6 % Мn; 11,4 % Ni; 0,6 % Si; 3 — 2,85 % С; 2,6 % Мо; 0,98 % Мn; 0,7 % Si

Влияние толщины отливки на относительную износостойкость белого чугуна ИЧХ20Г7М, полученного в песчаной (1) и металлической (2) формах.

С увеличением размеров и количества карбидов типа Ме₃С в струк­туре прочностные свойства и износостойкость чугуна снижаются. Для чугунов с мелкими карбидами типа МеС износостойкость повышает­ся. К последним относятся титанованадиевые чугуны.

Титан и ванадий эффективно измельчают структуру и повышают износостойкость белых чугунов. Для низколегированных титанованадие­вых чугунов с содержанием 3,0…3,4 % углерода, 0,8… 1,5 % кремния, 0,6…0,9 % марганца, до 0,2 % фосфора, до 0,15 % серы, 0,03…0,8 % ти­тана, используемых для изготовления гильз судовых дизелей и других деталей с целью получения отливок без свободного цементита, содержа­ние ванадия должно быть в пределах 0,15…0,25 %. Применение чугуна такого состава, легированного титаном до 0,08 %, обеспечивает получе­ние в массивных отливках повышенной прочности (а_и > 420 МПа, а_в
= 180 МПа,f>= 3 мм) и твердости (160… 170 НВ). При увеличении со­держания ванадия в чугуне свыше 0,3 % в структуре начинает появляться сетка отбела, что приводит к резкому охрупчиванию сплава и снижению прочности. При содержании ванадия в количестве 0,4 % чугун кристал­лизуется половинчатым — с содержанием в структуре около 50 % ледебу­рита.

Воздействие ванадия на структуру чугуна наиболее эффективно при невысоком углеродном эквиваленте (С_э < 3,5 %), что соответствует со­держанию 3,0…3,3 % углерода, 0,8… 1,2 % кремния и до 0,2 % фосфора при сочетании верхнего предела углерода с нижним содержанием крем­ния, и наоборот.

При сравнительно низком углеродном эквиваленте (С_э = 3,4 %) ин­тенсивность повышения твердости составляет 10… 15 НВ при содержа­нии ванадия до 0,2 % и 15…20 НВ при содержании ванадия 0,25…0,4 %. При большем углеродном эквиваленте (С_э = 3,8 %) повышение твердости составляет 5…8 НВ на 0,1 % ванадия. Последний расширяет температур­ную область образования половинчатых структур.

Повышение температуры закалки ванадиевого чугуна с содержани­ем углерода 2,23 % до 1100 °С снижает его твердость до 52 HRC и изно­состойкость, хотя последняя и превышает износостойкость высокохро­мистого чугуна (более 15 % хрома), легированного 2 % Мо. Обрабаты­ваемость ванадиевых чугунов затруднена вследствие наличия твердых карбидов. При этом можно снижать твердость отливок смягчающим от­жигом до 30 HRC.

Чугун, содержащий ванадий и хром в количестве 1 % с твердостью 46 HRC, после отжига при температуре 730, 720, 690 и 670 °С имеет твердость 33,7; 33,8; 30,2 и 31,1 HRC соответственно. При этом такой чугун после повторного отжига имеет твердость 27…28 HRC и структуру полностью сфероидизированную.

При комплексном легировании доэвтектического чугуна ванадием (6…9 %), кремнием (1…2 %) и медью (1… 1,5 %) получаются структуры, состоящие из ванадиевой эвтектики, тонкодисперсной ферритно- карбидной матрицы и отдельных карбидов компактной формы.

При этом эвтектический цементит в таком чугуне не обнаруживает­ся, а микротвердость матрицы составляет 2,5-10⁹ 4-10⁹ Па и, соответст­венно, микротвердость карбидов — более 18-10⁹ Па.

В высоколегированных ванадиевых чугунах эвтектические колонии имеют сферическую форму, которая обусловлена разноосным дендрит­ным разрастанием кубического карбида ванадия V₄C₃, в промежутках между разветвлениями которого растет монокристалл эвтектического аустенита. Аустенитно-карбидные образования представляют собой бикристаллические образования, армирующиеся путем дендритного прорас­тания эвтектических фаз друг в друге. В процессе роста колонии приоб­ретают ячеистую структуру. Карбидные фазы определяют габитус коло­ний и, следовательно, микроструктуру ванадиевого чугуна.

Ванадий повышает температуры ликвидуса и эвтектического пре­вращения. При увеличении содержания ванадия с 2,0 до 15 % в белых чугунах с 2,4 до 2,5 % углерода температура ликвидуса повышается на 120… 150 °С. Ванадий уменьшает растворимость углерода в у-железе с повышенной устойчивостью a-фазы. Исследование карбидной фазы вана­диевых чугунов показало, что во всех образцах с высокой износостойко­стью присутствуют карбиды разной формы, микротвердость которых зна­чительно превышает микротвердость хромистых карбидов и в ряде случаев приблизилась к твердости корунда. Имеются и комплексные вытянутые карбиды ванадия, которые при температуре 1100 °С коагулируют, причем преимущественно цементитная часть карбида растворяется.

Поиски путей усовершенствования существующих износостойких хромомарганцевых чугунов привели к созданию сплавов ИЧХ15М2Ф, ИЧХ20Г7М и ИЧХ15ГЗМ, содержащих 1,7…2,9 % углерода. Высокая сопротивляемость гидроабразивному изнашиванию этих чугунов дости­гается за счет получения структур, содержащих раздробленные карбиды (Cr, Fe)₇C₃, мелкодисперсные вторичные карбиды (Cr, Fe)₂₃C₆ и аустенит- но-мартенситную матрицу. Оптимальные значения твердости износо­стойкости и структуры, обеспечивающей упрочнение литых изделий под действием пластической деформации, формируются после нормализации отливок с температур 950… 1070 °С.

Зависимость потери массы Ат образца от времени i в условиях абразивного износа для чугунов: 1 — ИЧХ20Г7М;
2 — ИЧХ15ГЗМ; 3 — ИЧХ12Г5; 4- для стали 110Г13Л

На рисунке и показаны данные испытаний хромомарганцевых чу­гунов и стали в условиях абразивного износа. Одним из элементов, зна­чительно увеличивающих прокаливаемость железоуглеродистых сплавов, является марганец.

Установлено, что высокую прокаливаемость имеют чугуны ИЧХ20Г7М и ИЧХ15Г5, которая достигала 64…67 HRC в плитах разме­ром 120 х 150 х 50 мм. При повышении в высокохромистых чугунах со­держания марганца более 7,3 % отмечается снижение износостойкости и увеличение в структуре остаточного аустенита, но после длительных ис­пытаний под действием пластической деформации аустенит претерпевал превращение с образованием мартенсита деформации, и твердость осно­вы повышалась. В табл. 2.4 и 2.5 приведены данные об износостойкости белых чугунов в условиях абразивного износа.

 Твердость и износостойкость сплавов в условиях абразивного износа

Влияние угла атаки на износ белых чугунов

Износостойкость сплавов К_г при угле атаки (скорость перемещения абразивных частиц 20 м/с)

Стойкость поверхностного слоя отливок против гидроабразивного износа определяется не только структурой материала, но и способностью этой структуры к упрочнению или структурным превращениям под дей­ствием пластической деформации.

Для изготовления рабочих колес Песковых насосов и других дета­лей, работающих в условиях гидроабразивного изнашивания, обычно используют сплавы типа ИЧХ12Г5, ИЧХ28Н2 и 110Г13Л. Улучшение литейных и физико-механических свойств сплавов достигается использо­ванием модифицирования расплава редкоземельными металлами и молибдатом кальция.

На рисунке приведены данные об относительной износостойкости чугунов с различным содержанием кремния в условиях гидроабразивного изнашивания, которые показывают, что относительная износостойкость чугунов выше, чем стали марки 110Г13Л. Эти данные подтверждаются также и результатами эксплуатационной стойкости рабочих колес Песко­вых и других насосов.

Преимущества белых износостойких чугунов над другими металли­ческими литейными сплавами показывают результаты испытания лопа­ток дробеметных аппаратов ДВ-4 и ДБ-6 (производительность 10…12 т/ч очищаемых отливок), приведенные в таблице.

Изучение и обобщение результатов стойкости литых дробеметных лопаток и состояние их поверхностного слоя позволяют сделать вывод, что интенсивное разрушение поверхности наступает при достижении материала в локальных объемах некоторой критической величины уп­рочнения. Такой момент соответствует состоянию, когда в данном мик­рообъеме в результате предельного упрочнения исчерпывается запас пла­стичности. Однако характер изменений, происходящих в поверхностных слоях отливки, различен по своей природе и кинетике развития и зависит от исходного структурного состояния.

Влияние кремния на относительную износостойкость сплава: 1 — ИЧХ28Н2; 2- ИЧХ12Г5; 3-сталь 110Г13Л

 Эксплуатационная стойкость дробеметных лопаток из различных литейных сплавов

Вам также могут быть интересны статьи:

Антифрикционные низколегированные чугуны Белые чугуны. Влияние примесей и легирующих элементов. Легированные чугуны Коррозионно-стойкие чугуны Малоуглеродистые стали с 5 — 9 % Mn для работы в узлах трения Износостойкие хромомарганцевые стали

(Пока оценок нет)

Загрузка...