УДК 669.131.7

 

Колесников В. А.

 

ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРНОЙ МИКРОНЕОДНОРОДНОСТИ ВЫСОКОМАРГАНЦЕВЫХ ЧУГУНОВ

 

Дюрометрическим анализом выявлено различие микротвердости дендритов аустенита и аустенита входящего в состав аустенитно–графитной эвтектики. Отмечено, что выявленные особенности микронеоднородности могут являться основой для создания еще одного метода оценки «эвтектичности» сплавов данного типа.

 

Современные представления в научно-технической области, связанные с изучением свойств сплавов, базируются на той концепции, что большинство механических, физических, рабочих и других свойств определяются в первую очередь их структурно–фазовым составом. Среди наиболее широко применяемых сплавов в качестве конструкционных материалов, одно из ведущих мест, безусловно, принадлежит чугунам. Сложная ресурсная ситуация на Украине подталкивает к применению новых сплавов, производимых, в первую очередь, на базе отечественного минерального сырья, а именно железомарганцевых руд [1,2]. Помимо относительно низкой стоимости к их достоинствам можно отнести то, что они обладают целым комплексом свойств, характерных только для этих сплавов [3]. В то же самое время, высокое легирование марганцем позволяет предотвратить полиморфное ГЦК®ОЦК превращение, что способствует фиксированию аустенитной структуры, определяющей свойства данных сплавов. Следует сразу отметить, что первичная структура чугунов изучена значительно меньше, по сравнению с вторичной структурой [4]. По этой причине вопросы структурообразования, а также особенности структурно–фазового состава, соответствующих литейных сплавов являются актуальными в литейном металловедении.

Особенности формирования структурного состояния железоуглеродистых сплавов состоят в том, что их первичная кристаллизация, протекает в условиях отличных от равновесных, в результате появляется не только фазовая неоднородность структуры, но и так называемая «внутрикристаллическая ликвация», что оказывает существенное влияние на свойства чугунов [5].

Целью данной работы являлась оценка структурной и внутрикристаллической ликвации графитизированных железоуглеродистых сплавов высокого легирования марганцем. В качестве модельных материалов этого класса выступали графитизированные сплавы на основе ГЦК–железа. [6]. Их плавку проводили в индукционной печи, в качестве шихтовых материалов использовались: чугун литейный, ферромарганец, ферросилиций, феррованадий, ферротитан, никель, медь катодную, алюминий, лом стальной, графитизированную стружку, бой электродов, отходы (возврат) собственного производства. Отливки получали в песчано-глинистых формах.

Базовый химический состав исследуемых в данной работе сплавов был следующий: С = 3,7 %; Si = 3,0 %; Mn = 12 %; Ni = 1,0 %; Cu = 2,5%. Содержание Cr, V и Ti варьировали по матрице математического планирования ПФЭ 2³(см. табл.1). Содержание фосфора и серы находилось приблизительно 0,1% и 0,02 % соответственно.

Высокая степень графитизации структуры обеспечивалась дополнительным легированием чугунов 0,4-0,8%Al, а также за счет высокого содержания углерода и кремния.

Таблица 1

Уровни варьирования концентрации химических элементов в исследованных сплавах

1. Изучаемые факторы	Cr	V	Ti
2. Основной уровень	0,55	0,3	0,3
3. Интервал варьирования	0,45	0,2	0,2
4. Верхний уровень	1,0	0,5	0,5
5. Нижний уровень	0,1	0,1	0,1
6. Кодовое обозначение	Х1	Х2	Х3

 

Визуальное исследование микроструктуры сплавов проводилось на образцах, вырезанных их литых цилиндрических проб Æ 30*360 мм, с помощью микроскопа МИМ–8М. Микротвердость структурных и фазовых составляющих измерялась на приборе ПМТ–3, при нагрузке 50 г. Травление образцов осуществлялось 4–х процентным раствором азотной кислоты.

В результате обработки экспериментальных данных получены следующие концентрационные зависимости характеристик механических свойств

               (1)

 

         (2)

 

Проводя анализ полученных уравнений регрессии можно сделать вывод, что влияние химических элементов не носит аддитивный характер. Влияние данных элементов на формирование твердости и предела прочности при изгибе проявляется через их действие на структурные составляющие. Как видно из уравнения (1) наибольший вклад в формирование твердости оказывает хром, затем идут титан и ванадий. Эти же данные подтверждаются и результатами рентгеноструктурного анализа. Титан и ванадий в сплаве находились в твердом растворе, а хром, а в некоторых случаях и ванадий, входили в состав сложнолегированных карбидов (Cr, Fe)₇C₃, (Cr, Fe, V)₂₃C₆.

РИСУНОК 1

Рис.1. Микроструктура сплава №1

 

Микротвердость карбидов находилась в достаточно широких пределах от 9000 до 17000 МПа. Существенное влияние на изменение микротвердости структурных составляющих вносил фосфор. В сплавах в отдельных случаях фосфидная эвтектика по внешнему виду очень напоминала легированный ледебурит, однако ее микротвердость была несколько ниже и составляла 4000–6500 МПа. Возможно, что в сплавах также присутствуют такие соединения как Fe₃P, Mn₃P и (Fe, Mn)₃P, а также сложные соединения смешанного типа как в виде аустенитно–графитно–фосфидной эвтектики и аустенитно–ледебуритно–фосфидной эвтектики.

Согласно утвердившимся представлениям в этой научной области [7, 8, 9], введение ванадия и титана в чугун, в таких процентных соотношениях, способствует возникновению дополнительных центров кристаллизации, что существенным образом влияет на формирование структуры данных сплавов, в том числе стимулирует и процессы графитизации. Так как нитриды и карбиды титана могут служить зародышами для графита, а изменение морфологии дендритов и карбидов влияет на форму графита, в случае, когда кристаллизация последнего, протекает в таких условиях, что он не является ведущей фазой и вынужден располагаться в доступных для него местах, например, между дендритами.

Графит в данных сплавах имел пластинчатую форму. Его основная часть была представлена как в виде аустенитно–графитной эвтектики, так и в виде свободных пластин, незначительная часть графита (порядка 2–4 % от всего количества) присутствовала в виде междендритного графита, который был обнаружен только в сплавах с максимальным содержанием титана. Размеры последнего, колебались в таких пределах от 4,5–15,5 мкм. Средняя длина включений составила 11 мкм. Длина пластинчатого графита входящего в состав, как эвтектики, так и в свободном виде находилась от 20 до 95 мкм. Причем, длина графита входящего в состав эвтектических колоний преимущественно составляла около 60 мкм и в некоторых случаях длина одной ветви эвтектики могла достигать длины 250 мкм, а в целом зависела от размеров эвтектической колонии.

В данных сплавах эвтектического типа в ходе первичной кристаллизации почти одновременно из жидкого раствора происходит выделение двух фаз: аустенита  и графита, причем также может происходить выделение цементита. Следует учитывать, что в аустенитных чугунах высокого легирования марганцем уже на стадии первичной кристаллизации может выделяться избыточный углерод в виде карбида (Fe¸Mn)₃С, который способен растворять в себе до 62% марганца [10]. Возникновение таких карбидов всегда сопровождается значительным обеднением легирующей примесью пограничных с ним зон твердого раствора, таким образом, значительная часть Mn не принимает участия в стабилизации ГЦК-твердого раствора при охлаждении отливок, что компенсируется дополнительным введением никеля в базовый состав сплавов.

Матричной фазой, как уже было сказано выше, являлся аустенит. Который разделим на образовавшийся в результате первичной кристаллизации в виде дендритов, и аустенит, входящий в состав аустенито-графитной эвтектики.

Для соблюдения чистоты эксперимента измерение микротвердости Н_m дендритов осуществлялось, только для четко протравленных областей микрошлифа. При этом измерялись, только дендриты, имеющие четкие контуры, без каких–либо переходных участков. Размеры исследуемых дендритов составляли от 75 до 125 мкм. Средние размеры эвтектического зерна составляли от 150 до 700 мкм. Количество измерений микротвердости, зависело от размеров структурных составляющих. Измерения проводились по всей площади микрошлифа. Полученные результаты усреднялись не меньше, чем по 10–ти измерениям отпечатков сделанных алмазной пирамидкой, на одном виде структурной составляющей. Средняя микротвердость «дендритного» аустенита колебалась в пределах от 3500 до 5000 МПа, а средняя микротвердость «эвтектического» аустенита находилась в пределах 2200–4100 МПа. Дальнейшая обработка полученных результатов позволила определить, что микротвердость первичного аустенита, выделившегося в результате кристаллизации в виде дендритов, в 1,2-1,9 раза выше аустенита входящего в состав эвтектики.

Также следует отметить, что была выявлена следующая закономерность, что чем было крупнее включение графита, тем значения микротвердость  аустенита, вблизи него (на расстоянии от 0 до 20 мкм) были меньше. А в целом, расстояние от графитных включений на котором изменялась микротвердость аустенита, определялось параметрами графитной фазы (длиной, шириной, а также «количеством» графитных включений на исследуемой площади).

По мнению, многих исследователей изучающих свойства чугуна, графит этом виде сплавов, можно рассматривать как пустоты или «поры», которые уменьшают эффективную площадь поперечного сечения металлической матрицы и создающие «внутренние надрезы». В результате графитные включения несколько снижают прочность и пластичность сплава. Поэтому микротвердость аустенита вблизи крупных разветвленных графитовых колоний меньше, так как крупные включения графита, как бы «разрыхляют» матрицу чугуна. Известно, что межфазовые границы, представляют барьер для движущихся дислокаций [11]. Введение индентора, в виде алмазной пирамиды, вблизи крупных графитных включений позволяет эвтектическому аустениту претерпевать бо́льшую деформацию, вследствие меньшей сопротивляемости графитной фазы. Так как распространяющийся фронт деформируемого аустенита не испытывает, такого сильного сопротивления со стороны включений графита, которое он встречает, со стороны карбидной фазы. Следовательно, мы наблюдаем большие отпечатки (меньшие значения микротвердости аустенита) вблизи графитных включений и меньшие по размеру отпечатки (большие значения микротвердости аустенита) входящего в состав дендритов. Тем не менее, большие значения микротвердости «дендритного» аустенита, по сравнению с эвтектическим, также являются следствием особенностей кристаллизации данных сплавов.

В процессе кристаллизации первичными высокоуглеродистыми фазами в чугунах высокого легирования марганцем (8–14% Mn), по утверждению Ю. Г Бобро, всегда являются карбиды (Fe,Mn)₃C и (Cr, Fe)₇C₃ [4] (их наличие, в исследуемых нами сплавах, подтверждается данными рентгеноструктурного анализа). В исследуемых сплавах ветви дендритов как 1–го, так и 2–го порядка, в большинстве случаев окаймлены по всему периметру карбидами, что, кстати, позволяет их визуально идентифицировать и отличать от других структурных составляющих. Если предположить, что имеет место одновременно-конкурирующая кристаллизация и легированных карбидов и дендритов аустенита, возможно, что в некоторых объемах сплава, выделившиеся первичные карбиды препятствовали «разрастанию» дендритов аустенита в выгодном для них направлении. В результате дендриты имеют большую микротвердость, по сравнению с эвтектическим аустенитом. Где формирование сплава проходило таким образом, что ведущей фазой аустенитно-графитной эвтектики, являлся, как правило, графит [9]. Поэтому графит разрастался в «выгодном» для него направлении, и только затем следовала кристаллизация аустенита (ведомой фазы), который не встречал такого «сопротивления» в процессе кристаллизации со стороны графита, которое испытывал дендритный аустенит со стороны карбидов. Можно предположить, что межатомные связи между легированным аустенитом и карбидами более прочные, чем между графитом и аустенитом, что также вносит свой вклад в различие микротвердости «дендритного» и «эвтектического» аустенита.

Современные представления о разрушении железоуглеродистых сплавов базируются на той концепции, что наличие графитных включений в матрице, которая испытывает действие рабочих нагрузок, даже случайных небольших изменений в условиях эксплуатации (перегрузки, особенно циклические и ударные, колебания температуры, влияние активных сред), вызывает локализацию критических деформаций и микрорастрескивание в области этих включений, а значит зарождение трещин и их следующее развитие до критических размеров, когда наступает разрушение конструкции [12]. Таким образом, для определения прочности данного класса материалов, полученные результаты являются ценным источником информации, которым не следует пренебрегать.

Что же касается практического использования полученных результатов, то данные сплавы испытывались в условиях трения скольжения. Меньшей износостойкостью обладали сплавы, которые содержали более крупные графитные включения, в том числе и те, которые содержали более крупные эвтектические колонии. А также те сплавы, где средняя величина разности микротвердости между «дендритным» аустенитом и эвтектическим аустенитом составляла 1,4–1,9, что также очевидно связано с особенностями процессов разрушения этих структурных составляющих в условиях трения.

Выявленное различие микротвердости позволяет дюрометрическим методом разделить матричную фазу аустенита на сформировавшуюся при кристаллизации по стабильной системе бойденит и аустенит который образовался при кристаллизации по метастабильной системе. Кроме того, выявленные особенности в различии микротвердости у эвтектического аустенита, и аустенита сформировавшегося в виде дендритов, позволяют сделать вывод о том, что имеется неоднородность не только между различными составляющими, но и у одинаковых фазовых составляющих сплава, в данном случае у аустенита, что, очевидно, обусловлено сегрегацией легирующих элементов.

Выявленные особенности в различии микротвердости у эвтектического аустенита и аустенита сформировавшегося в виде дендритов в высокомарганцевых чугунах, позволяют в дальнейшем дюрометрическим методом индентифицировать структурное состояние сплавов, и осуществлять оценку «эвтектичности». Известно, что от «эвтектичности» чугуна в существенной степени зависят его технологические, а также физико–химические и другие свойства. В исследуемых в данной работе сплавах, наличие доэвтектического аустенита позволяет заключить, что сплавы кристаллизовались как доэвтектические, и соответственно отнести их к доэвтектическим чугунам.

Выводы. 1. Кристаллизация и структурообразование чугунов высокого легирования марганцем может протекать в условиях существенного отклонения от равновесных условий, со значительной структурной и ликвационной неоднородностью.

2.Выявлено, что микротвердость Н_m первичного аустенита, выделившегося в результате кристаллизации в виде дендритов, в 1,2-1,9 раза выше аустенита входящего в состав эвтектики. Что может быть объяснено в первую очередь особенностями протекания первичной кристаллизации данных сплавов.

3.Полученные результаты могут являться основой для создания еще одного метода оценки «эвтектичности» сплавов данного типа, основанного на индентификации структурных составляющих с помощью дюрометрического анализа.

 

ЛИТЕРАТУРА

 

1. Балицький О. І Сучасні матеріали для потужних турбогенераторів. – Львів: Національна академія наук України. Фізико–механічний інститут ім. Г. В. Карпенка, 1999.–284 с.

2.Кузьменко А. Е., Платонов  Е. А., Федоров Г. Е. Новый безникелевый чугун для изготовления деталей систем гидрозолоудаления тепловых электростанций // Литейное производство. –2001.- №4. – С. 9-10.

3. Волынова Г.В. Высокомарганцовые стали и сплавы.-М. Металлургия, 1988.-343 с

4. Бобро Ю.Г.  Легированные чугуны.– М., Металлургия, 1976.– 288 с.

5.Голод В. М., К. Д. Савельев Термодинамика и кинетика кристаллизации чугуна: компьютерный анализ// Приложение к журналу Литейное производство.–2001.–№12.– С. 2–7.

6. В. А. Колесников. Особенности изнашивания графитизированных марганцевых чугунов в условиях сухого трения// Вiсник СНУ iм. В. Даля. – 2002.- №7. –232-239 с.

7.Богачёв И. Н. Металлография чугуна.– Свердловск.: Металлургиздат, 1962.– 392с.

8. Сильман Г. И., Шалашов В. А., Эпштейн Л. З., Жуков А. А., Сосновкая Г. С., Косников Г. А., Каплуновский Ю. А. Ванадий в чугунах с пластинчатым и шаровидным графитом// Литейное производство. –1974.- №5. –с. 9-10.

9.Соловьёв В. П., Курагин О. В., Воробьёв А. П. О механизме образования междендритного графита в чугунах// Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. –1990.-№7.-С.89-91.

10. Лагута В. И., Шеремет А Н., Хинчагов Г .В. Возможности высокомарганцевых графитизированных сплавов ГЦК–железа как материалов трибосопряжений. Ресурсозбiгаючи технологii виробництва та обробки тиском матерiалiв у машинобудуваннi: Зб.наук. пр. – Луганськ: Видцтво СНУ, 2002. –268 с.

11. Григорович В. К. Твердость и микротвердость металлов.– М.:Наука, 1976.- 230 с.

12. Структура та опір руйнуванню залізовуглецевих сплавів/ Осташ О. П., Волчок І. П., Колотілкін О. Б. та ін. – Львів: Національна академія наук України. Фізико–механічний інститут ім. Г. В. Карпенка, 2001.–272 с.