Основы получения чугуна повышенного качества. Состав, структура, термообработка - Ланда А.Ф.

Автор: Ланда А.Ф.

Теги: металлургия

Год: 1960

Похожие

Металловедение и термическая обработка

Технология литейного производства

Термическая обработка металлов

Справочник машиностроителя. Том 6

Текст

А. Ф. ЛАНДА
д-р техн, наук проф.

ОСНОВЫ

ПОЛУЧЕНИЯ ЧУГУНА
ПОВЫШЕННОГО КАЧЕСТВА
состав; структура, термообработка

МАШГИЗ

ГОСУДАРСТВЕННОЕ НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКОЕ. ИЗДАТЕЛЬСТВО
МАШИНОСТРОИТЕЛЬНОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

Москва 1960
В книге рассматриваются основные виды чугунов
повышенного качества с пластинчатым, хлопьевидным
и шаровидным графитом и металловедческие основы
их получения, в том числе состав, структура и терми-
ческая обработка.

Книга имеет целью приблизить теорию к конкретной,
практике литейного производства. Она рассчитана на
инженерно-технических работников литейного произ-
водства, но может быть также использована студентами
высших технических’ учебных заведений чугунолитейной
специальности,
v

Рецензент д-р техн, наук Д. П. Иванов
Редактор инж. Ю. В. Бейер

Редакция литературы по тяжелому машиностроению
Зав. редакцией С. Д. ГОЛОВИН
ПРЕДИСЛОВИЕ

В последние годы появилось большое количество работ, посвя-
щенных вопросам получения высококачественного чугуна. Однако
наличие этих работ недостаточно по сравнению с тем объемом,
который занимает чугун среди машиностроительных материалов.

Ранее на чугун смотрели как на недостаточно прочный материал,
не обладающий пластичностью, особенно в литом состоянии. Глав-
ным достоинством графитизированного чугуна считались хорошие
литейные свойства. По мере развития науки и техники, свойства
чугуна теперь более четко выявляются и совершенствуются.
Наличие в структуре графитной фазы делает чугун не только
ценным в отношении износостойкости, способности гасить вибрацию
и пониженно чувствительным к микротрещинам, но вследствие
возможности сфероидизации этой фазы в процессе затвердевания
начали получать более высокую прочность и хорошую пластичность
даже непосредственно в литом состоянии.

Благодаря модифицированию, легированию и термической
обработке созданы новые типы чугунов, в том числе с особыми
физическими свойствами (химическая стойкость, жаростойкость
и т. п.).

Настоящая книга не является руководством по металлографии
чугуна или по технологии производства чугунных отливок; пред-
полагается, что читатели знакомы с этими вопросами. В ней ставится
задача — теснее связать теорию с практикой посредством исполь-
зования знаний металловедческих основ для получения чугунного
литья различного назначения.

Книга имеет следующие главы: классификация основных видов
чугуна; связь структуры со свойствами; основы теории графити-
зации; основные факторы, влияющие на структуру и свойства;
основные марки различных видов чугуна и основы их получения;
термическая обработка чугунных отливок.

Хотя в книге отсутствует специальный раздел о чугунах с осо-
быми физическими свойствами как выходящий за пределы ее
назначения, некоторые ответы по данному вопросу читатель, най-
дет в главе «Основные факторы, влияющие на структуру и свойства
чугуна».

Книга имеет целью помочь более глубокому пониманию процессов
структурообразования чугуна в зависимости от состава, условий
образования отливок и их термической обработки, поскольку эти

1* 3
процессы являются основными, определяющими свойства отливок.
Она также призвана помочь более творческому пониманию специ-
альной литературы.

При написании книги в значительной степени был использован
ряд новых исследований автора и его сотрудников, а также мате-
риалы, неоднократно изложенные им в лекциях-на курсах усовер-
шенствования ИТР чугунолитейного производства.

Поскольку по некоторым вопросам чугуноведения имеются
дискуссионные моменты, по которым автор имеет свою точку зрения,
они излагаются главным образом с его позиций.

Автор в соответствии с назначением книги, не претендуя на
исчерпывающую полноту изложения всех металловедческих вопросов,
стремился лишь в доступной форме изложить основы структуро-
образования чугуна в связи с требуемыми свойствами.
ГЛАВА 1

ОСНОВНЫЕ ВИДЫ ЧУГУНОВ И ИХ КЛАССИФИКАЦИЯ

1. ОПРЕДЕЛЕНИЕ

Чугуном принято называть железоуглеродистые сплавы, содер-
жащие углерод при нормальных условиях кристаллизации выше пре-
дела растворимости в аустените и эвтектику в структуре. В соот-
ветствии с диаграммой состояния железоуглеродистых сплавов
(фиг. 1 *) чугуном являются сплавы, содержащие углерода более 2%.
Эвтектика в структуре этих сплавов в зависимости от условий ее
образования может быть карбидной или графитной.

Приведенное определение, лежащее в основе классификации
.обычных .железоуглеродистых сплавов, не всегда является доста-
точным.

В самом деле, карбидная эвтектика имеется не только в чугунах,
но и в высоколегированных сталях, содержащих мало углерода
(менее 2%), например в быстрорежущих сталях. Сложным является
вопрос и с графитной эвтектикой, поскольку вторичный и эвтектоид-
ный графит не выделяются отдельно. По одной только структуре
бывает трудно правильно отличить графитизированный чугун от гра-
фитизированной стали. Поэтому часто приходится прибегать к допол-
нительным определениям. В частности, характерной особенностью
чугуна являются лучшие литейные и худшие пластические свойства
по сравнению, со сталью, что является следствием высокого содер-
жания углерода (значительно большего предела растворимости
в аустените). Общепринятые границы между чугуном и сталью при
содержании углерода в 2% и более носят условный характер неза-
висимо от степени легирования и характера структуры.

Структура чугуна остается важнейшим классификационным при-
знаком, так как она определяет его основные свойства. Структура
графитизированных чугунов состоит из металлической основы,
пронизанной графитными включениями. Последние очень благо-
приятно влияют на износостойкость и циклическую вязкость
чугуна. .

* А. Н. Розановым [1] предложена диаграмма для метастабильного со-
стояния, у которой правая часть представлена в виде цементита с пере-
менной растворимостью.
К важнейшим классификационным признакам относятся также
механические свойства (а для чугунов специального назначения
и специальные свойства), состав отливок, технология производства,
конструкция отливок и области их применения.

1092 °C

tJL

(0.10%).

у39(0б^.с\ П
* 1 8(0,50 %)

1600

768%

''/(0.18%)^

1000 °с

У+н.

Аустенит

А910°О—

7/7:

7^=7-

Р (0,025%)

Перлит
и феррит

Жидкий силабОк.с)

с.

^A8%C)J135^\

\—Ц30°С
Е(г,о%)

'/Аустенит
и цементит'

5(0.80%)

1500

1300

1200

Аустенит,
—ледебурит - 4-^
и цементит J

738° С

А1,3(723°C)

Перлит |
и цементит

А0 (210 °C)

9(0,008%) SF*

- I I &| S
Цементиту §
перлит и
п ребра- ——
(ценный
ледеЬуоит

0,5 1 2

Весовые °/0 углерода

1100

1000 g

900

800

700

600

500
ООО
300
200
100
О

1Ш

4 5

О 0 £ 'д 10 1? 10 1618 20

Атомные °/0 углерода

Фиг. 1. Диаграмма состояния сплавов железо — углерод.

Прочностные свойства чугуна определяются характером метал-
лической основы и степенью ослабления этой основы графитными
включениями. К последним относятся прежде всегр количество,
форма и характер распределения графитных включений.

2. КЛАССИФИКАЦИЯ ПО ХИМИЧЕСКОМУ СОСТАВУ

В чугунах, кроме железа и углерода, содержится (в качестве
обычно определяемых постоянных примесей) кремний, марганец,
фосфор и сера. Чугуны содержат также незначительные количества
кислорода, водорода и азота..

По химическому составу чугуны делятся на. нелегированные
и легированные.

Нелегированными считаются чугуны, в которых количество мар-
ганца не превосходит 2 % и кремния 4%. При наличии этих элементов
в больших количествах или при содержании специальных примесей
чугуны,..считаются легированными. Принято считать, что в малоле-
6
тированных чугунах количество специальных примесей (Ni, Сг, Си
и т. п.) не превосходит 3%.

При малом и умеренном легировании стремятся улучшить общие
свойства чугуна —однородность структуры, сохранение прочности
и упругости при нагреве до относительно невысоких температур —
300—400°, повышение износостойкости, повышение прочности и т. п.

При среднем, повышенном и высоком легировании чугун приобре-
тает специальные свойства, так как значительно меняется состав
твердых растворов и карбидов. В этом случае наибольшее значение
приобретает изменение характера металлической основы. Путем
легирования можно получить непосредственно в литом состоянии
мартенсит, игольчатый троостит и аустенит. Это повышает корро-
зионностойкость, жаростойкость и меняет магнитные свойства.

3. КЛАССИФИКАЦИЯ ПО СТРУКТУРЕ И УСЛОВИЯМ ОБРАЗОВАНИЯ
ГРАФИТА

По степени графитизации, формам графита и условиям их обра-
зования различают следующие типы чугунов: а) белый, б) половин-
чатый, в) серый с пластинчатым графитом , г) высокопрочный
с шаровидным графитом и д) ковкий.

Перечисленные названия нельзя считать достаточно удачными,
поскольку они отражают только вид излома или некоторые свойства
и совершенно не характеризуют вид структуры. Однако эти назва-
ния исторически сложились и их придерживаются.

Характер металлической основы чугуна определяется степенью
трафитизации, состоянием легирования и видом термической обра-
ботки.

По степени графитизации белый чугун является почти неграфи-
тизированным, половинчатые чугуны являются малографитизиро-
ванными, а остальные чугуны —значительно графитизированными
(фиг. 2).

В белых и половинчатых чугунах обязательно наличие ледебу-
рита, а в значительно графитизированных чугунах ледебурита
не должно быть.

Структура чугуна в одной отливке может быть различной и при-
надлежать к разным типам чугуна; иногда даже специально доби-
ваются получения различных структур в разных слоях, например
при производстве отбеленных прокатных валков и дробильных шаров.
Наружные слои состоят из белого чугуна, переходные слои из поло-
винчатого чугуна, сердцевина из значительно графитизированного
чугуна.

Рассмотрим подробнее главнейшие особенности перечисленных
чугунов.

а) Белый чугун. Белым называется чугун, у которого почти весь
углерод находится в химически связанном состоянии. Белый чугун
весьма тверд, хрупок и очень трудно обрабатывается резцами (даже
из твердых сплавов). .
На фиг. 3 показана микроструктура нелегированного белого
доэвтектического чугуна, состоящая из ледебурита, перлита и вто-
ричного цементита. В легированных или термообработанных чугунах
вместо перлита может быть троостит, мартенсит или аустенит.

Отливки из белого чугуна из-за большой твердости и хрупкости
имеют ограниченное применение. Они применяются как износо-
стойкие, коррозионностойкие и жаростойкие.

Классификация чугунов по степени графитизации, виду излома,
форме и условиям образования графита

Белым чугун называется потому, что вид излома у него светло-
кристаллический, лучистый (фиг. 4).

.. б) Половинчатый чугун. Половинчатый чугун характерен тем,
что наряду с карбидной эвтектикой в структуре имеется и графит.
Это означает, что количество связанного углерода превосходит его
предельную растворимость в аустените в реальных условиях затвер-
девания.

Структура половинчатого чугуна —ледебурит + перлит + гра-
фит. В легированных и термически обработанных чугунах можно
получить мартенсит, аустенит или игольчатый тростит.

Половинчатым чугун называется потому, что вид излома у него'
представляет собой сочетание из светлых и темных участков кристал-
лического строения. Половинчатый чугун тверд и хрупок; приме-
нение изделий из половинчатого чугуна ограничено. Чаще всего
эта структура встречается в отбеленных отливках в качестве пере-
ходной зоны между отбеленным слоем и графитизированной частью.

в) Серый чугун (СЧ). Серый чугун наиболее распространенный
машиностроительный материал. Главное отличие серого чугуна
заключается в том, что графит в плоскости шлифа имеет пластин-
чатую форму (фиг. 5). Когда пластинки очень дисперсны, графит назы-

Фиг. 3. Структура белого чугуна
(ледебурит, перлит и вторичный
цементит).

вают дисперсным или точечным-

Получение пластинчатой
формы графита не требует термо-
обработки или обязательного-
модифицирования.

Пластинчатый графит раз-
личают по степени изолирован-
ности, характеру расположения^
форме и размерам пластинок-

Фиг. 4. Вид излома белого
чугуна.

На фиг. 6 показан пластинчатый графит, расположенный коло-
ниями большой степени изолированности, а на фиг. 7 малой степени
изолированности. Последний графит (дисперсный) расположен между
дендритами и называется междендритным точечным. На фиг. &
показан междендритный пластинчатый графит, а на фиг. 9 розе-
точный графит.

Графит на фиг. 5 называется прямолинейным, или крупным:
в отличие от завихренного, показанного на фиг. 10.

По преимущественной длине сечений на шлифе графитные вклю-
чения делятся на десять групп, указанных ниже.

Группа Длина в микронах Группа Длина в микронах 3
Гд 1 Гд 2 Тд 3 Гд 4 Гд 5 Менее 5 Свыше 5 до 10 „ Ю 25 » 25 „ 40 . 40 „ 80 Гд 6 Гд 7 Гд 8 Гд 9 Гд 10 Свыше 80 до 150 „ 150 „ 300 „ 300 „ 500 : „ 500 „ 1000 Более 1000 J
Фиг. 5. Пластинчатый графит
(прямолинейный). X 100.

Фиг. 6. Пластинчатый графит, ко-
лониями большой степени изблиро-
ваннссти.X100.

Фиг. 7. Пластинчатый графит,
колониями малой степени изоли-
рованности. X 100.

Фиг. 8. Междендритный графит.
Х100.
Фиг. 10. Завихренный графит
Х100.

Фиг. 9. Розеточный графит. X 100.

Фиг. 12. Перлитно-ферритный серый
чугун. X 100.

Фиг. И. Структура серого чугуна
(сорбит, графит и фосфиды). Х400.
Фиг. \ *13. Шаровидный графит.
Х100.

„Фиг. 14. Перлитный высокопрочный
чугун. Х400.

Фиг. 15. Перлитно-ферритный вы-
сокопрочный чугун. Х100.

Фиг. 16. Ферритный высокопроч-
ный чугун. Х200.
Вид излома серого чугуна в значительной степени зависит от
количества графита —чем больше графита, тем темнее излом.

Отливки из серого чугуна производятся любой толщины.

Вследствие сильного ослабляющего действия пластинок графита
серому чугуну свойственны почти полное отсутствие относительного
удлинения (менее 0,5%) и весьма низкая ударная вязкость.

В связи с тем, что серый чугун независимо от характера металли-
ческой основы имеет низкую пластичность, большей частью стре-

мятся к получению его с перлит-
ной основой, поскольку перлит
значительно прочнее и тверже фер-
рита. Снижение количества пер-
лита и повышение за счет этого
количества феррита приводят к
потере прочности и износостой-
кости без повышения пластичности.
Не дают также большой пластич-

Фиг. 18. Ковкий чугун с феррит-
ной основой.

Фиг. 17, Хлопьевидный и крабо-
видный графиты.

ности легирование серого чугуна .и получение аустенитной основы.

На фиг. 11 показана структура перлитно-графитного серого
чугуна, а на фиг. 12 структура перлитно-ферритного серого чугуна
с примерно равным количеством перлита и феррита.

г) Высокопрочный чугун с шаровидным графитом (ВЧ). Прин-
ципиальное отличие высокопрочного чугуна от других видов чугуна
заключается в шаровидной форме графита, (фиг. 13), которая полу-
чается главным образом путем введения в жидкий чугун специаль-
ных модификаторов (Mg, Се). Поэтому высокопрочный чугун часто
называют магниевым, хотя в ГОСТе он назван «высокопрочным».
Размеры и количество графитных включений бывают' различными.

Шаровидная форма графита является наиболее благоприятной
из всех известных форм. Шаровидный графит меньше других форм
графита ослабляет металлическую основу. Металлическая основа
высокопрочного чугуна бывает в зависимости от требуемых свойств
перлитной (фиг. 14), перлитно-ферритной (фиг. 15) и феррит-
ной (фиг. 16). Путем легирования и термообработки можно
получить аустенитную, мартенситную или игольчато-трооститную
основу.

Отливки из высокопрочного чугуна так же, как и серого чугуна,
могут производиться любой толщины.

д) Ковкий чугун (КЧ). Главное отличие ковкого чугуна заклю-
чается в том, что графит в нем имеет хлопьевидную или шаровидную
форму. Хлопьевидный графит бывает различной компактности и дис-
персности (фиг. 17 А, Б, В, Г), что отражается на механических
свойствах чугуна.

Промышленный ковкий чугун производится главным образом
с ферритной основой; в ней однако всегда имеется перлитная кайма.
В последние годы стали широко применяться чугуны с феррито-
перлитной и перлитной основой. Чугун с ферритной основой (фиг. 18)
обладает большой пластичностью.

Излом у ферритного ковкого чугуна черно-бархатистый; с уве-
личением количества перлита в структуре излом становится значи-
тельно светлее.

Отливки из ковкого чугуна бывают ограниченной толщины,
обычно не более 40—50 мм. Толщина отливок лимитируется труд-
ностью получения сквозного отбеливания.

4. КЛАССИФИКАЦИЯ ПО СВОЙСТВАМ

Классифицировать чугуны можно по механическим и специаль-
ным свойствам.

По механическим свойствам чугунные отливки делят по: а) твер-
дости (НВ —твердость по Бринеллю); б) прочности (оь—предел
прочности при растяжении); в) пластичности (б —относительное
удлинение).

Очень удобным является следующее деление:

а) по твердости

Мягкие чугуны............................НВ до 149

Средней твердости........................НВ = 149— 197

Повышенной твердости.....................НВ = 197 — 269

Твердые . . . ...........................НВ выше 269

б) по прочности

Обыкновенной прочности.................до 20 кг/мм2

Повышенной прочности...............о20 — 38 кг/мм2

Высокой прочности...................ъь = 40 кг/мм2 и выше

Обыкновенной прочности бывают только серые чугуны. Повы-
шенной прочности бывают серые и ковкие чугуны, высокой проч-
ности ковкие чугуны и чугуны с шаровидным графитом.

в) по пластичности

Непластичные............-г-..................8 до 1 %

Малопластичные.............................8 = 1 -и 5%

Пластичные...................................8 = 5-?- 10%

Повышенной пластичности.....................8 выше 10%
5. КЛАССИФИКАЦИЯ ПО СПОСОБУ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ЧУГУНА ОТЛИВОК
И ИХ ОБРАБОТКИ

Большое влияние на свойства чугуна оказывает плавильный
агрегат (ваграночный чугун, электроплавильный чугун и т. п.),
поскольку от этого зависит степень перегрева жидкого чугуна.
Часто приходится встречаться с тем, что какой-нибудь один или
несколько технологических факторов играют решающую роль в деле
изменения свойств чугуна. Например, добавка стали в ваграночную*
шихту улучшает свойства ^чугуна. Такой чугун называют стал истым.
Хорошие результаты достигаются модифицированием жидкого чугуна
перед разливкой его в формы. В этом случае чугун называется моди-
фицированным.

Соответственно можно классифицировать чугуны по характеру
шихты, способу плавки и способу обработки жидкого чугуна.

Большое влияние на свойства чугуна оказывает также состояние
формы и характер заливки в нее. По способу получения отливок
чугунное литье можно разделить на кокильное (измельчение струк-
туры за счет ускоренного охлаждения), центробежное (плотная
структура), армированное (упрочнение отливок) и т. п.

Значительное изменение свойств достигается термообработкой
отливок. С помощью термической обработки можно изменить сте-
пень дисперсности металлической основы и ее характер вплоть
до превращения ее в игольчато-трооститную и мартенситную. До неко-
торого предела можно изменить количество связанного углерода,
а при химико-термической обработке можно в поверхностных слоях
...изменить и состав чугуна. По виду термической обработай можно
разделить отливки На отожженные, нормализованные, улучшенные,,
поверхностно-закаленные, азотированные и т. п. /

6. КЛАССИФИКАЦИЯ ПО ВИДАМ ОТЛИВОК И ОБЛАСТЯМ
ИХ ПРИМЕНЕНИЯ

Чугунные отливки по видам отливок и областям их применения
можно делить на станочные, цилиндровые, автомобильные, подшип-
никовые, прокатные валки из отбеленного чугуна и т. п.

Из приведенных классификаций наиболее четкой является клас-
сификация по структуре, наименее четкой является классификация
по видам отливок, поскольку чугуны с одинаковой структурой
и одинаковым составом могут быть пригодны для различных видов
отливок и отраслей машиностроения.

Необходимо отличать главнейшие (определяющие) признаки клас-
сификации — форма графита от уточняющих признаков, к которым
относится характер металлической основы, способ изготовления
и т. п. Например, мало сказать серый чугун (пластинчатый графит),
надо уточнить, какой серый чугун по металлической основе, как
он получен (модифицированием или термической обработкой), леги-
рован ли и чем он легирован.
ГЛАВА 11

ВОПРОСЫ связи СТРУКТУРЫ С ОСНОВНЫМИ СВОЙСТВАМИ
ЧУГУНА

1. СВЯЗЬ С МЕХАНИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ ПРИ ОБЫЧНЫХ
ТЕМПЕРАТУРАХ

Чтобы представить себе механические свойства чугуна, необ-
ходимо знать механические свойства металлической основы и харак-
тер изменения свойств этой основы, главным образом включениями
графита.'

Графит имеет удельный вес 2,3 и гексагональную кристалли-
ческую решетку. Атомы углерода в решетке расположены параллель-
ными слоями. Если разделить слои на четные и нечетные, то они
оказываются сдвинутыми друг от друга на 1,42А. Каждый атом
связан тремя сильными ковалентными связями.

Связь между слоями слабая, металлическая. Слои находятся
друг от друга на расстоянии 3,39 А.

Сложность кристаллической структуры, большое расстояние
между слоями и слабая связь между ними являются причинами легкой
расщепляемости кристаллов и выкрашиваемое™ графита из чугуна.
С другой стороны,, большое расстояние между слоями при металли-
ческой связи указывает на доступность этих промежутков для Ино-
родных атомов и легкую разрушаемость объемной решетки графита.

Свойства металлической основы в значительной степени зависят
от свойств ее фаз, в первую очередь феррита и цементита.

Феррит [Fe а (С)1 представляет собой твердый раствор углерода'
и других элементов в альфа-железе. Решетка у альфа-железа куби-
ческая, объемноцецтрированная. Параметр решетки .2,86 А. Угле-
рода растворяется в альфа-железе очень мало (до 0,025%); феррит
обладает большой, пластичностью и относительно малой прочностью.

Прочностные свойства структурно составляющих. фаз. зависят
не только от природы фазы, но и от степени ее дисперсности. Чем
дисперснее феррит, тем он.тверже и прочнее. Известно, например,
что если твердость феррита составляет 70ЯВ при числе зерен
на 1 лии2, равном 10,5, то при числе' зерен на 1 мм2, равном 100,>
твердость феррита составляет 100НВ.

16
При 723° р астворяется максимальное количество углерода в альфа-
железе. При быстром охлаждении избыточный углерод не успевает
выделиться, вследствие чего феррит приобретает склонность к ста-
рению и дисперсионному твердению, что в некоторых случаях
приводит к повышению хрупкости чугуна.

Несмотря на небольшую растворимость углерода в альфа-железе,
продиффундировать через феррит может значительное количество
углерода. В альфа-железе могут растворяться в больших коли-
чествах другие примеси, содержащиеся в чугуне, например, крем-
ний, марганец и т. п. Поэтому феррит чугуна легирован по меньшей
мере кремнием и марганцем. Легирующие элементы большей
частью упрочняют феррит. Однако наибольшее упрочнение они оказы-
вают, если одновременно изменяют и характер огранки кристаллов.

Обычно кристаллы феррита имеют полиэдрическое строение.
Чем быстрее охлаждение, тем быстрее происходит превращение
железа-гамма в железо-альфа, и кристаллы феррита получаются
более дисперсными. Когда железо легировано специальными эле-
ментами, например, хромом, марганцем, молибденом или никелем,
то даже относительно медленное охлаждение приводит к тому,
что кристаллы получаются не полиэдрическими, а игольчатыми.
Это происходит потому,, что температура превращения Fey->Fea
оказывается ниже температуры рекристаллизации, вследствие чего
затрудняется возможность рекристаллизационного роста кри-
сталлов.

На основе литературных данных можно принять, что феррит
в чугуне имеет аь = 35-н 45 кГ/мм*, НВ = 110^-130, б = 15ч-25%.

Игольчатый феррит значительно прочнее и тверже полиэдри-
ческого (примерно на 100—150 единиц).

Цементит представляет собой карбид железа Fe8C и твердые
растворы на его основе. Цементит имеет самостоятельную кристал-
лическую решетку —орторомбическую. Элементарная решетка це-
ментита состоит из 12 атомов железа и 4 атомов углерода, располо-
женных в промежутках. Расположение атомов в цементите во мно-
гом подобно расположению атомов в аустените, вследствие чего
из аустенита при благоприятных условиях очень легко выделяется
цементит.

А. А. Байков еще в 1910 г. указал на то, что цементит может
быть непостоянного химического состава и что в нем растворены
различные примеси, содержащиеся в чугуне. Различная устойчи-
вость цементита в значительной степени определяется влиянием
указанных примесей.

Согласно стехиометрической формуле Fe3C, содержание угле-
рода должно быть 6,67% и железа 93,33%, однако в действитель-
ности состав цементита переменный и не всегда точно соответствует
этой формуле. Поэтому цементитом следует считать не только кар-
бид железа, но и твердые растворы на базе решетки этого карбида.
В цементите могут быть замещены как атомы железа^ так и атомы
углерода. Из литературных данных [1] извест^^^чтол двёрдость
цементита бывает различной —от 600 до 900?£й>х''" ' /г.-

2 Ланда 26 / i \
Имеются также данные, из которых видно, что на начальной
стадии графитизации белого чугуна объем, занимаемый цементитом,
не уменьшается, хотя часть углерода из него выделилась. Твердость
цементита зависит от содержания в нем углерода, чем больше
в цементите углерода, тем он тверже. При растворении цементита
в окружающем аустените или феррита в начале перемещается
из цементита часть атомов углерода и в решетке образуются «дыры»,
однако решетка сразу не разрушается и только после удаления
некоторого количества атомов углерода начинается перестройка
решетки цементита в решетку железа. По-видимому, цементит
является раствором вычитания на' базе химического соединения.

. Цементит очень хрупок и малопрочен вь = 3-н5 кПмм\ удель-
ный вес цементита 7,82.

Аустенит [Fe у (С) ] представляет собой твердый раствор угле-
рода и других элементов в гамма-железе. Кристаллическая решетка
кубическая, гранецентрированная, плотноупакованная; микрострук-
тура обычно полиэдрическая; максимальная растворимость углерода
в Fey около 2%.

Раствор углерода в железе является раствором внедрения.
В центре гранецентрированной решетки железа имеется пора,
в которой может поместиться атом (ион) углерода. Диаметр атома
углерода составляет 1,54 А, а поместиться в поре гранецентриро-
ванного куба может атом с поперечником не более 1,02 А. При рас-
творении углерода происходит увеличение параметров решетки
и уменьшение размеров атома углерода, так как последний отдает
свои валентные электроны и становится ионом. Валентные электроны
углерода и железа коллективизируются и создают переменные
связи металлического типа.

Аустенит менее пластичен и несколько более тверд, чем феррит;
твердость аустенита около 200 НВ.

Аустенит во время эвтектоидного превращения распадается
на феррит и цементит (или графит).

Механизм распадения заключается в превращении Fe у -> Fea
и выталкивании при этом углерода из решетки, поскольку послед-
ний в Fea почти нерастворим.

Если в аустените содержатся специальные примеси, то изменяется
растворимость углерода в Fey. В этом случае возможно затруднение
распада аустенита и снижение температуры превращения Fey ->Fea.
Если при этом температура превращения оказывается ниже ком-
натной, то металлическая основа чугуна при обычных температурах
остается аустенитной. В последнем случае чугун приобретает ряд
специфических свойств, о которых будет указано в разделе «Влияние,
элементов на структурообразование чугуна».

Мартенсит [Fea(C)’j по Г. В. Курдюмову является пересыщен-
ным твердым раствором углерода в железе-альфа. Поскольку железо-
альфа не может существенно растворить в себе углерода, то кристал-
лическая решетка железа оказывается искаженной, напряженной
и имеет тетрагональное строение —отношение осей: -у > 1,0.
Чем больше содержится углерода в мартенсите, тем более тетра-
гональная его решетка. Тетрагональный мартенсит получается путем
бездиффузнойного превращения переохлажденного аустенита, при
котором происходит только превращение Fey Fea, растворенный
же углерод из Fea не успевает выделиться.

Выделение растворенного углерода из железа —диффузионный'
процесс, который требует тем больше времени, чем ниже темпера-
тура. При быстром охлаждении аустенита углерод сразу не успе-
вает из него выделиться; такой переохлажденный аустенит неустой-
чив — через известный промежуток времени, по мере вытеснения
углерода из Fey, происходит превращение

Fey (С) ->,Fe a (С) + Fe3C.

Если переохлаждение достигает весьма низких температур (при-
мерно ниже 250°) диффузия углерода как бы полностью затормажи-
вается. Поскольку быстрым охлаждением невозможно приостано-
вить алотропическое превращение железа, происходит одно только
бездиффузионное превращение Fey (С) -> Fea (С)', т. е. образо-
вание тетрагонального мартенсита, который постепенно диффузион-
ным путем, особенно при низкотемпературном отпуске, превращается
в кубический мартенсит.

Образование мартенсита происходит не при постоянной темпе-
ратуре, а в интервале температур. Некоторые легирующие элементы
могут настолько затруднить диффузию углерода, что и при охла-
ждении на воздухе аустенит переохлаждается до мартенситного
превращения. В этом случае и без закалки получается мартенситная
структура.

Вследствие того, что мартенситное превращение происходит
ниже температуры рекристаллизации, мартенсит имеет игольчатое
строение, а иногда он бывает бесструктурным (скрытокристалли-.
ческим).

Мартенсит очень твердая составляющая и обладает большой
износостойкостью.

Перлит является продуктом диффузионного распада аустенита'
или мартенсита и представляет собой двухфазную эвтектоидную
смесь феррита с цементитом. Перлит бывает пластинчатый и зерни-
стый. Пластинчатый перлит получается при распаде аустенита во время
его охлаждения до температур не ниже 400°; зернистый перлит
получается при распаде мартенсита во время его нагрева или при
коагуляции пластинок цементита пластинчатого перлита.

В соответствии со сказанным можно пластинчатый перлит назы-
вать перлитом охлаждения, а зернистый перлит — перлитом отпуска.
Пластичность зернистого перлита выше пластичности пластинчатого
перлита.

Согласно диаграмме Fe —С, в равновесном состоянии содержа-
ние связанного углерода в перлите составляет около 0,8%. Прак-
тически же количество углерода в перлите может значительно
отклоняться от 0,8%, поскольку в чугуне, кроме углерода, содер*
жатся и другие примеси. Кроме того, встречаются не только эвтёк*
2* 19
тоиды, но и псевдоэвтектриды, у. которых концентрация отклоняется
рт 0,8% из-за быстрого охлаждения. Чем быстрее охлаждение, тем
.больше дисперсность перлита и тем больше вероятность образо-
вания псевдоэвтектоида. Эвтектоиды и псевдоэвтектоиды по степени
дисперсности соответственно называются сорбитом и трооститом.
Они также делятся на пластинчатые (охлаждения) и зернистые
(отпуска); чем больше в этих структурах углерода и чем они дисперс-

Фиг. 19. Примерная связь струк-
туры и содержания углерода
со свойствами стали:

Ф—феррит; П — перлит; /(—цементит.

нее, тем прочнее металлическая
основа чугуна.

В связи с тем, что пластинчатый
цементит перлита блокирует пло-
скости сдвига зерен' феррита, пла-
стинчатый феррит, сорбит и троостит
прочнее, тверже, более упруг и менее
пластичны, чем аналогичные зерни-
стые структуры.

Связь структуры металлической
основы с механическими свойствами
для стали показана на фиг. 19. Чем
меньше в стали феррита и больше
эвтектоидного цементита, вплоть до
образования сплошного перлита, ра-
стут <т6 и НВ и падает б. При даль-
нейшем увеличении количества и
появлении в структуре вторичного
цементита, <г6 начинает снижаться,-
сильно падает б, а твердость про-
должает расти.

В перлитных чугунах практически
очень трудно отличить псевдоэвтек-
тоид от эвтектоида, поэтому целе-
сообразно при суждении о прочности
металлической основы чугуна учи-

тывать количество связанного углерода и твердость, которые явля-
ются функцией как состава, так и степени дисперсности эвтекто-
идной и псевдоэвтектоидной смесей.

Нелегированный пластинчатый перлит имеет оь = 80-н100 кПмм2,
б — около 6%, ak—около 4,0 кГм1см\ НВ = 200-н230; твердость
зернистого перлита составляет только ЯВ=160—190. У сорбитооб-
разного пластинчатого перлита од — 120 -ч-140 кГ/мм2 и НВ —
== 240ч-280. Прочность троостита еще выше, а пластичность соот-
ветственно ниже.

Игольчатый тростит представляет собой также дисперсную смесь
феррита и цементита, однако феррит при этом имеет игольчатое
строение; обычно эта структура получается легче всего в легирован-
ном чугуне. Игольчатый троостит образуется при темпера-
турах несколько выше мартенситного превращения, когда еще
возможна диффузия углерода, но ниже температуры рекристал-
лизации.
Образование игольчатого троостита возможно как при превращен
нии переохлажденного аустенита, так и при отпуске мартенсита'
при температурах 250—400°. В зависимости от температуры обра-
зования игольчатый троостит имеет различную твердость. Например/
если последний образовался при температуре около 300°, твердость'
его составляет около 557?С; если он образовался при более высокой
температуре, твердость снижается примерно до 45—407?С. Твер-
дость игольчатого троостита зависит также от содержания углерода?
Пластичность игольчатого троостита тем выше, чем меньше в нем:
углерода. В этом отношении очень .полезны хром, никель и молиб-
ден, которые снижают содержание углерода в перлите (и троостите')..
Чугуны с игольчатой структурой металлической основы обладак|Т
высокой износостойкостью и прочностью.

В обычных чугунах эвтектического цементита не допускаете^
так как чугун в этом случае становится излишне твердым и трудно
поддается обработке резанием.

Перечисленные особенности,структур дают представление о том,
какими свойствами могут обладать металлические основы различных
чугунов в зависимости от наличия в них тех или иных структурных
сочетаний.

В принципе механические свойства металлической основы чугуна
такие же как у стали с аналогичной структурой. Однако графитные,
включения, пронизывающие металлическую основу чугуна, в зна-
чительной степени изменяют эти свойства. t

Наряду с уменьшением живого сечения металлической основу
исключительно большое значение имеют также форма, размер, харак-
тер расположения и количество графитных включений, которые про-
низывают металлическую основу. Объясняется это тем, что графит
действует подобно надрезам и увеличивает объемно напряженное
состояние чугуна. При нагрузке создаются местные концентрации
(пики) напряжений и тем в большей степени, чем острец
надрезы. Образование пик напряжений приводит к тому, что
в ряде случаев местные перенапряжения в микрообъемах
превосходят пределы текучести и прочности, в то время как
средние напряжения по всему сечению еще значительно ниже
предела текучести.

Пластинчатые формы графита в сером чугуне действуют на метал-
лическую основу, таким образом, что она при растяжении теряет
почти полностью свою пластичность. Относительное удлинение серого
чугуна м,енее 1 % даже при ферритной металлической основе. Предел'
прочности при растяжении снижается в 3—5 раз.

По данным К. П. Бунина, Н. И. Богачева и других, ухудшающее
действие пластинок графита определяется в основном размерами
эвтектического зерна, т. е. размерами графитных колоний. Чем
меньше размер зерен, тем качественнее чугун.

Вследствие возникновения при нагружении пластически дефор-
мированных микрообъемов снятие нагрузки не приводит к полному
снятию деформации, образуется петля гистерезиса без ее замы-
кания. Поскольку после неоднократного приложения и снятия
.нагрузки петля постепенно замыкается и превращается в прямую
♦линию, чугун как бы стабилизируется.

Площадь гистерезисных петель характеризует конструкционную
прочность чугуна и способность гасить энергию колебаний при
вибрации (циклическая вязкость). Чем округленнее графит, тем
меньше площадь гистерезисных петель.

Надрезывающие действия графита в сером чугуне приводят
к тому, что местные перенапряжения сразу вызывают течение мате-

.риала, вследствие чего на

ъь,кт/мм2

&
2/

кривой растяжения у простых серых
чугунов почти не наблюдается прямо-
линейного участка, как у стали
(фиг. 20). Значительные отклонения
от прямой обычно наблюдаются начи-
ная от 50—60%. Чем качественнее
чугун, тем выше этот процент.

0,025 0,05 0J175 01 0,125 0,15 0,175 т
Деформация на5имм длины

Фиг. 20. Кривые напряжения —
деформации для стали и чугуна (2).

Фиг. 21. Зависимость между модулем
упругости серого чугуна и содержанием
графита (3).

Чем больше содержания графита, тем ниже модуль упругости
серого чугуна (фиг. 21). В то же время необходимо иметь в виду,
что для серых чугунов существует зависимость между величиной
абсолютных значений напряжений и модулем упругости. Чем выше
напряжение, тем ниже упругость чугуна. Это значит, что опреде-
лённый модуль упругости относится только к определенному диапа-
зону напряжений. Поэтому он называется относительным модулем
упругости.

С уменьшением в чугуне количества графита,- увеличением его
округляемости и изолированности начинает проявляться на кривой
растяжения участок, где наблюдается пропорциональность между
нагрузкой и деформацией; значительно увеличиваются модуль упру-
гости, пределы текучести и прочности чугуна. При данной форме
графита чем меньше графита, тем прочнее чугун.
В ковком и высокопрочном чугуне влияние графита сказывается
в том, что предел прочности при растяжении металлической основы
снижается на 25—30% и в значительной степени сохраняется отно-
сительное удлинение.

В этих чугунах кривая растяжения вначале имеет прямолинейный
участок, затем идет равномерное нарастание пластической деформации.
Предел текучести <г5 (или обозначается ат) у ковкого и высокопрочного
2

; чугунов достигает больших значений порядка -$ о6 и больше.

ч Большее отношение — по сравнению со сталью указывает на то,
что абсолютное значение у этих чугунов бывает равно или даже
больше, чем у стали.

Как известно, разрушение материала происходит под влиянием
нормальных и касательных напряжений. Первые напряжения вызы-
вают хрупкое разрушение путем отрыва, а вторые напряжения
вызывают пластическое разрушение путем среза.

Как показал А. Ф. Иоффе, не только разные материалы, но один
и тот же материал может разрушаться хрупко или пластически.
Повышение температуры и замедление скорости испытания ведут
к развитию пластических деформаций и, наоборот, понижение тем-
. пературы и увеличение скорости испытания ведут к хрупкому
разрушению.

На характер разрушения большое влияние оказывают форма
и количество графита. Надрезывающее действие графита, мешающее
развитию тангенциальных напряжений, содействует хрупкому раз-
рушению металла. Это обстоятельство приводит к тому, что даже
в вязких чугунах, из-за наличия графита, при растяжении не обра-
зуется шейки.

Вид разрушения в значительной степени, как это показано
работами П. Н. Давыденкова и Я. Б. Фридмана [4], зависит от
характера нагружения материала. Значение этого влияния позво-
ляет более рационально использовать чугун, так как при одном
характере приложения нагрузки нормальные напряжения достигают
предельных значений до того, как сильно разовьются касательные
, напряжения и, наоборот, при другом характере приложения нагрузки
касательные напряжения достигают предельных величин до того,
. как сильно разовьются нормальные напряжения.

Для того чтобы иметь полное представление о влиянии характера
, приложения нагрузки на вид разрушения, Я. Н. Давыденков
и Я. Б. Фридман разработали обобщенную диаграмму механиче-
, ского состояния материалов, которая в применении к каждому
, материалу в отдельности, дает ответ на поставленный вопрос с учетом
экспериментальных данных.

Обобщенная диаграмма (фиг. 22) состоит из двух диаграмм —
левой и правой. Для обеих диаграмм оси ординат характеризуют
, максимальные касательные напряжения /тах. На оси абсцисс на
левой диаграмме нанесены «приведенные» нормальные напряже-
ния з"ах. Приведенными нормальными напряжениями считаются
нормальные напряжения, равные тем напряжениям, которые нужно
приложить, чтобы вызвать получаемую деформацию. На оси абсцисс
правой диаграммы отложены максимальные пластические сдвиги
(степень деформации).

Таким образом на правой диаграмме наносятся кривые растя-
жения материала при различных испытаниях.

1 Кривая растяжения серое о чугуна
2 кривая растяжения чугуна ловкого
и высокопрочного

Фиг. 22. Диаграмма механического состояния материалов.

На левой диаграмме нанесены лучи. Наклон лучей определяется
отношением

= а.

smax

При всестороннем растяжении должно возникать удлинение
без касательных напряжений, поэтому луч будет совпадать с осью
абсцисс и

^тах _ Q

max

При всестороннем (гидростатическом) сжатии будут возникать
только касательные напряжения, луч будет совпадать с осью

ординат и -4^- = со. °тах
При одноосном При кручении растяжении Jsax. _ 0 5 Smax _Лпах_ _ о о Чпах
При одноосном сжатии -4s- = 2,0.

’max
Величина отношения = а характеризует коэффициент
stnax

«мягкости», т. е. характер приложения нагрузки.

Чем больше значение а, тем «мягче» характер приложения
нагрузки.

Чтобы иметь представление о механическом состоянии конкрет-
ного материала, необходимо для каждого материала на левой части
диаграммы нанести прямые горизонтальные линии, характеризую-
щие значения предела текучести is и сопротивление срезу tk и вер-
тикальную линию, характеризующую сопротивление отрыву sT..
Последняя линия разделяет левую диаграмму на две части. Точки
пересечения лучей с этими линиями и проектирование этих точек
на правую диаграмму позволяют судить о характере разрушения
материала и о наиболее выгодном приложении нагрузки с точки
зрения эффективности использования материала.

Это можно продемонстрировать на фиг. 24, где горизонтальные-
линии ts и tk и вертикальная линия sT проведены сплошными для
обычного серого чугуна и пунктиром для вязких чугунов. Если луч-
проходит только через нижнюю область и пересекает вертикальную»
линию, не касаясь горизонтальной линии предела текучести ts,
это указывает на то, что в образце преимущественное развитие полу-
чили нормальные напряжения и разрушение получается хрупкое..
Если луч проходит сначала через нижнюю область и пересекает-
линию ts, затем проходит через вторую область и там пересекает-
линию $г, то это значит, что в материале, примерно в одинаковой
степени, развились касательные и нормальные напряжения и раз-
рушение получается среднее между хрупким и пластическим. Если-
луч вовсе не задевает линию sr, а проходя обе области пересекает-
линию предела срезу tk, то разрушение получается пластическим.

Из диаграммы видно отличие характера разрушения, у обычного»
серого и вязкого чугунов.

Луч растяжения для обычного серого чугуна в основном про-
ходит в нижней области (ниже ts) и пересекает там линию sT.
Это значит, что в чугуне большое значение приобретают нормаль-
ные напряжения и разрушение получается хрупкое. В вязком
чугуне тот же луч растяжения в значительной степени проходит
между ts и tk и там пересекает линию sT. Это указывает на то, что-
в данном чугуне в весьма большой степени развиваются касательные
напряжения и разрушение получается среднее между пластическим-,
и хрупким.

На правой части диаграммы спроектированы точки пересечения-
лучей с линиями предельных напряжений и показаны характерные
кривые растяжения для указанных чугунов (1 — серый, 2 — вязкий)..

Если бы эти чугуны испытывались не на растяжение, а на сжа-
тие, то кривые течения металла тянулись бы выше и правее и обор-
вались бы на уровне соответствующих линий предела текучести.
Разрушение для обоих видов чугуна носило бы пластический харак-
тер, а предел прочности при сжатии оказался бы значительно выше,,
чем при растяжении.
Из результатов испытаний серого чугуна на растяжение и сжа-
тие получается, что даже пластинчатый графит очень мало снижает
предел прочности при сжатии металлической основы, вследствие
чего при сжатии прочность чугуна определяется главным образом
не количеством и формой графита, а характером металлической
основы.

Таким образом, к количеству графита серый чугун очень чув-
ствителен. Менее чувствителен ковкий чугун и мало чувствителен
высокопрочный чугун, особенно, когда речь идет о прочности при
растяжении.

Ввиду того, что )разница для серого чугуна между пределами
прочности при-растяжении и сжатии велика, она сильно сказывается
при широко применяемых на практике испытаниях на изгиб, когда
часть волокон образцов оказывается растянутыми, а часть сжатыми.
При испытании высокопрочного и ковкого чугуна большое значение
приобретает также удлинение и ударная вязкость.

Знание пределов прочности при растяжении, сжатии и изгибе
.дает возможность конструктору более выгодно распределять экс-
плуатационные нагрузки с точки зрения лучшего использования
•специфических особенностей чугуна. В частности, особенно для
серого чугуна, надо применять асимметричные профили, поскольку
при изгибе разрушение происходит по растянутым волокнам, а ней-
тральная ось не проходит в центре сечения профиля [165],

В практике можно встретить много данных относительно связи
между механическими свойствами чугуна, его составом, толщиной
стенок и т. п. Эти данные весьма ценны, однако они очень часто
представляют собой отражение отдельных частных явлений и не дают
возможности пользоваться общими закономерностями для конкрет-
ных целей, поскольку, к сожалению, в ряде случаев это сделать
еще невозможно.

Рассмотрим возможность применения некоторых общих законо-
мерностей к серому чугуну. Практика показывает, что для всей
гаммы различных форм пластинчатого графита, встречающихся
в сером чугуне, решающим фактором все же остается количество
графита.

В самом деле, если графита в структуре мало, то степень изо-
лированности графитных колоний (друг от друга) значительно
увеличивается, а это имеет исключительно важное значение с точки
зрения уменьшения ослабляющего влияния графита на прочность
металлической основы. С другой стороны, чем больше в структуре
перлита и меньше феррита, тем прочнее сама металлическая основа.
Количество перлита и феррита при данном общем содержании угле-
рода является также функцией количества графита. Предел проч-
ности при растяжении металлической основы чугуна оЛ может быть
ориентировочно выражен формулой

+ &фФ / 1 \

— 100 ’ '
где ап —предел прочности при растяжении перлита;

Ол — предел прочности при растяжении феррита;

П — процент перлита;

Ф — процент феррита.

Графит будет ослаблять прочность металлической основы.

На основании обработки большого количества материалов можно
считать, что весьма удобным для практики и удовлетворительно
совпадающим с действительностью может являться выражение
Сгр + 1,0, на которое следует разделить формулу (1), для того, чтобы
получить предел прочности серого чугуна с учетом влияния на него
графита. В этом случае предел прочности при растяжении для серого
чугуна будет выражаться формулой

_ апП + афФ

л °ь~ (Сгр+1,0)100 • ' ’

Из формулы 2 видно, что:

а) числитель определяет собой прочность металлической основы,
знаменатель —степень ослабления основы;

б) знаменатель не являемся постоянной величиной, а зависит
от значений числителя, так как при данном Соб количество графита
автоматически меняется с изменением количественного соотношения
между перлитом и ферритом. Это вытекает из того, что Соб — Ссв +
+ Сгр, а количество Ссв является функцией количества перлита,
поскольку, согласно диаграмме Fe — С,

. п =07100;

ф= 100 —100.

U,о

Если в металлической основе будет уменьшаться количество
перлита и увеличиваться количество феррита, то значение числителя
уменьшается, а знаменателя увеличивается. Это значит, что при
уменьшении Ccg не только получается более слабая металлическая
основа, но эта основа более сильно ослабляется увеличенным коли-
( чеством графита. И наоборот, с увеличением количества перлита
прочность чугуна возрастает не только за счет уменьшения коли-
, чества феррита, но и за счет уменьшения количества графита.

Предел прочности перлита при растяжении (содержащего 0,8Ссв)
у серого чугуна можно принять равным примерно 100кГ/лл«2, а пре-
дел прочности феррита можно принять равным примерно 40 кГ/мм?.

Если в формуле (2) заменить оя и оф числовым выражением,
а П и Ф выразить через Ссв, то получается следующая формула
(для серого чугуна, не содержащего структурно-свободного цемен-
тита):

_ 75Ссв + 40
сгр+1,о •

(3)

Данная формула очень удобна для пользования и облегчает
решение ряда практических задач, потому что в обычных и мало-
27
легированных перлитно-ферритных и ферритйых чугунах основное
влияние элементов на механические свойства сказывается йерез
их влияние на степень графитизации.

В дальнейшем будет показано решение ряда практических задач
для отливок с различной толщиной стенок с помощью формулы (3).
Здесь же мы только укажем, что данная формула удовлетворительно
охватывает все известные марки серого чугуна, предусмотренные
ГОСТом.

Согласно ГОСТу, серый чугун с перлитной структурой может
иметь пределы прочности при растяжении от 24 до 38 кГ/мм2. Если
принять, что в менее качественном перлитном чугуне Соб = 3,6%
и Ссв — 0,7%, то из формулы (3) получается, что аь — 23,6 кПмм2.
Если принять для высокопрочного перлитного чугуна Соб — 2,8
и Ссв = 0,9, то из той же формулы получается оь~37 кГ/мм2.

Удовлетворительные результаты получаются и для других марок
чугуна, что легко видеть, если преобразовать формулу (3) в фор-
мулу (4)

ozp °Ь (Соб + 1.0) — 40 ...

/оС« - <7*4-75 ‘

Например, низшая марка чугуна, согласно ГОСТу, должна
обладать аь = 12 кГ/мм2. Если принять для этого чугуна Соб — 3,6,
то, согласно формуле (4), получается, что в этом чугуне Ссв = 0,16%,
а процент перлита П = 100 = 23%.

Из приведенных формул вытекает, что при регулировании проч-
ности чугуна требуется обязательное регулирование не только Соб,
но Сев и Сгр, так как их влияние на прочность противоположно.

Из приведенных формул также видно, что каждому Со6 для
обеспечения заданной прочности соответствует свое Ссв. Это значит,
что не следует задаваться одновременно и Соб и Ссв, как это часто
делается, а необходимо задаваться только одним из указанных
параметров и высчитать соответствующий ему другой параметр.
Поэтому при производстве высококачественного чугуна нельзя
ограничиваться определением только Соб, а надо обязательно опре-
* делять также Ссв (или Сгр), так как при одном и том ‘же Соб, несмотря
на одну и ту же форму графита, можно получить совершенно раз-
личные результаты по прочности.

. Практически удобнее задаваться Со6 и менять, по мере необ-
ходимости Ccg, путем изменения количества графитообразующих
и карбидообразующих элементов.

Формулу (3) позволяет судить не только о том, какой должна
получаться прочность чугуна, но и позволяет ориентировочно
определить прочность чугуна для различных толщин даже в одной
и той же отливке. Для этого достаточно только знать процент СС9
* в каждой толщине и Соб, которое неизменно для всей отливки.

Возможность установления расчетным путем требуемого соот-
ношения Соб и Сс„ облегчает задачу правильного определения
28
необходимого' количества кремния для различных отливок, о чем
будет сказано ниже.

Этот же подход дает возможность установить зависимость, между

сь и НВ для серого чугуна, поскольку твердость определяется

количеством связанного углерода,
ством графита. Эта зависимость вы-
ражается следующей формулой

_ 0,4НВ

°b~- Cap >1,0 •

(5)

На фиг. 23 показана зависимость
между а# и б для ферритного ковкого
чугуна от количества углерода от-
жига [5].

Влияние на перлитную и фер-
ритную основу различных форм
и количеств графита^ и значения
пределов прочности при растяжении,
изгибе и сжатии, относительное удли-

а прочность также и количе

Фиг. 23. Зависимость механических
свойств ферритного ковкого чугуна
от содержания углерода отжига.

нение и ударная вязкость приведены в табл. 1. Наиболее высокие
свойства получаются при наименьшем содержании углерода, глав-
ным образом в отношении серого чугуна с пластинчатым гра-
фитом.

Таблица 1

Механические свойства Серый чугун Соб2,8-3,8о/0 (графит пластин- чатый) Ковкий чугун СО^2,2 —3,0% (графит хлопье- видный) Высокопрочный чугун Соб 3,2-3,5% ’ (графит шаро- видный)
Пер- литный Феррит- ный Перлит- ный Феррит- ный Перлит- ный Фер- ритный
Предел прочности при рас- тяжении в кГ/мм* .... 20—40 8-12 40-70 30-40 50—80 40—50
Относительное удлинение в % 0,2—0,4 0,3-0,8 2-4 6-15 1-3 10-20
Предел прочности при из- гибе в кГ/мм?...... 40-65 20-30 65-80 67—75 90-145 65-75
Предел прочности при сжа- тии в кГ/мм* 75—130 40—60 150-250
Ударная вязкость (образ- цы без надреза) в кГм/см2 0,5—1,0 0,3—0,8 3-6 4-12 1,5-6 5—10

Если измельчение структуры металлической основы повышает
прочность, то этого нельзя всегда сказать в отношении графита.
Большое количество междендритно-точечного графита в сером чугуне
i нежелательно. Не всегда это дает улучшение и для относительного
,' удлинения в ковком чугуне (фиг. 24) [5, 6].
Модуль нормальней упругости серого чугуна зависит не только
от характера металлической основы, но и от количества и формы
графита, он находится обычно в пределах 6000—17 000 кГ!мм2.

Нижний предел соответствует чугуну с — 10-?-12 кГ/мм\
а высший предел —чугуну с vb — 38^-40 кПмм2.

Ударная вязкость образцов серого чугуна без надреза обычно
составляет 0,4—0,8 кГм/см2.

Модуль нормальной упругости ковкого чугуна 15 000—
17 000 кПмм2.

20 60 .60 во <00 30 о 200 600 ОПП ООО 1000 12(И?

Число графитных Включений ними*
6)

Фиг. 24. Зависимость между числом включений углерода отжига и механическими
свойствами ковкого чугуна:

а — малое число включений [5], б — большое число включений [б].

Предел текучести ковкого чугуна составляет примерно 0,66сгд.

Предел прочности при сжатии ковкого чугуна, так же
как и серого, зависит, главным образом, от характера метал-
лической основы, а поэтому если структура металлической основы
чугуна аналогична структуре стали, то и осж этих сплавов почти
одинаковы.

Условный предел текучести (tf0>2) чугуна с шаровидным гра-
фитом составляет 0,7—0,85с^. Чем выше прочность и пластичность,
тем выше величина предела текучести по отношению к пределу
прочности.

Чугун в связи с наличием в структуре графита меньше, чем
сталь чувствителен к внешним надрезам. Предел усталости чугуна
(оу) обычно составляет 0,3— 0,5с^. Чем больше количество графита
и чем больше вытянуты графитные включения, тем выше отношение
предела усталости к пределу прочности • Однако поскольку
у таких чугунов вь низкбе, то в абсолютных величинах сгу всегда
оказывается ниже, чем в тех случаях, когда отношение ~ имеет
максимальное значение. <
На фиг. 25 показаны результаты испытания на усталость при
изгибе различных чугунов и стали [7].

Наличие графита в чугуне делает последний антифрикционным

Фиг. 25. Результаты испытаний
на усталость при изгибе:

/—сталь 0,39% С; 2—сталь 0,31 % С;
3—чугун с шаровидным графитом;
4 — чугун со смешанным графитом;
5 — хромоникелемолибденовый чу-
гун с мелким пластинчатым графи-
том; 6 — СЧ 21-40; 7 — хромонике-
лемолибденовый чугун с крупным
пластинчатым графитом.

поскольку графит играет роль
смазки; способность гасить вибра-
ции тем больше, чем больше коли-
чество графита и чем он больше
разветвлен.

Циклическая вязкость чугуна
(ф), по данным ЦНИИТМАШ [8],

Фиг. 26. Циклическая
вязкость при температуре
испытания +20° (расчет-
ная длина образца 160л/л<)
[8].

составляет от 8 до 12% при величине касательных напряжений
т = . В частности, для чугуна

с аь — 40 кГ/мм2 ф=12%; с аь — 45 кГ/мм2 ф = 10%;

с = 55 кГ/мм* ф = 8% и с о/, = 65 кГ/мм2 ф = 6%.

На фиг. 26 [8] показана циклическая вязкость чугунов СЧ 21-40,.

ВЧ 40-1,5 и стали 45.

2. СВЯЗЬ С МЕХАНИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ ПРИ РАЗНЫХ
ТЕМПЕРАТУРАХ

Влияние температуры на механические свойства чугуна в неко-
тором отношении отличается от влияния на свойства стали. В част-
ности, серый чугун, будучи хрупким материалом из-за надрезы-
в ающегсГ*вли я ни я графита, почти не чувствителен к понижению
температуры. ..

^Чувствительность проявляется только у ферритного, ковкого-
и высокопрочного' чугунов; они становятся более хрупкими по мере
понижения температуры ниже нуля.
При повышении температуры до 300—400° чугуны относительно
хорошо сохраняют свои механические свойства. При дальнейшем
повышении температуры падение прочности оказывается более зна-
чительным, чем у стали, вследствие того, что начинается сфероиди-
зация и диссоциация цементита. Однако эти факторы приводят
к повышению пластичности ковкого и высокопрочного чугунов за счет
уменьшения количества перлита и увеличения кЬличества феррита.

На фиг. 27 приводятся данные Н. Г. Гиршовича и его сотруд-
ников о результатах влияния температуры на прочностные свойства
различных чугунов по сравнению со сталью [9],

Фиг. 27. Сравнительные свойства исследованных материа-
лов при различных температурах:

а — предел прочности при растяжении; б — предел текучести;
в — относительное удлинение в %: 1 — перлитный чугун
с шаровидным графитом; 2 — сталь 25; 3—перлитно-ферритный
ковкий чугун; 4 — ферритный чугун с шаровидным графитом;
5 — модифицированный серый чугун; 6 — ферритный ковкий
чугун.

Фиг. 28. Влияние’тем-
пературы испытания на
ударную вязкость [8]:
1—ВЧ 42-10; 2—ВЧ63-2;
3—В 4 50-1,5; 4—СЧ 21-40;

Ферритный ковкий чугун и высокопрочный чугун так же, как
и сталь, подвержены тепловой хрупкости, что, по-видимому, является
следствием выделения избыточных фаз из пересыщенного феррита.
На фиг. 28 показана зависимость ударной вязкости разных чугунов
и стали от температуры [8]. Начиная с 300—350° прочность начинает
снижаться.

Значительное влияние на понижение прочности оказывает фактор
времени —чем ^медленнее производится испытание, тем меньшее
требуется напряжение, чтобы металл разрушился при данной тем-
пературе.

В процессе медленного испытания одновременно происходит
деформация, которая сначала протекает медленно с постоянной
скоростью (ползучесть). По достижении определенной степени дефор-
мации дальнейшая деформация происходит ускоренно и металл
разрушается. В связи с таким характером разрушения в настоящее
время руководствуются двумя характеристиками: пределом ползу-
чести и длительной прочностью.

Предел ползучести (<т„) — напряжение, вызывающее данную
скорость деформации при данной температуре, например 0,1 %
за 1000 час.
Длительная прочность (сгд/2)—напряжение, вызывающее раз-
рушение при данной температуре за данное количество часов, напри-
мер за 300 час.

Пределы прочности и относительное удлинение при длительных
испытаниях у вязких чугунов меняются в том же направлении,
как и у стали. Это также относится к адг1 серого чугуна.

При изучении теплостойкости необходимо учесть, что литые
структуры, которым свойственны пластинчатые цементиты, лучше
сопротивляются ползучести, чем термообработанные структуры,
в которых цементит является зернистым и хуже блокирует плоскости
сдвига феррита.

Таблица 2

Механические свойства чугуна при кратковременных и длительных испытаниях

Материал Кратковре- менные при 425° Длительные при 425° Кратковре- менные при • 570° Длительные при 570°
°Ь в кГ/мм2 8 в % в кГ1мм2 8 в % °Ь в кГ/мм2 s в % в кГ(мм2 5 в %
Перлитный чугун с шаро- видным графитом .... Перлитно-ферритный ков- кий чугун Сталь 25 Ферритный чугун с шаро- видным графитом .... Модифицированный серый чугун Ферритный ковкий чугун 52,9 40,6 39,3 35,9 22,0 20,3 7,2 15,3 23,8 14,6 4,7 26,5 '20,8 20,8 22,2 13,0 11,7 10,6 22,4 6,2 1,2 7,0 37,0 24,0 25,4 22,8 16,3 12,8 Н,1 5,8 28,1 15,2 4,6 13,2 9,1 10,8 8,0 7,0 7,4 11,9 7,9 16,5 11,2 0,9 9,2

Таблица 3

Теплостойкость высокопрочных чугунов с шаровидным графитом

Характеристика чугуна Темпе» ратура °C Кратковрем испытан Предел проч- ности в кГ/мм2 1енные ИЯ Удли- нение в % Предел пол- зучести кГ/лл2 при скорости де- формации 0,0001%/час Предел длительной прочности В КЗ/ММ2 при испытании на растяжение продол- жительностью в час. 100 | 1000
а г? = 56 кГ/мм2. . аг= 42 кПмм2 5 =3% = 42 кГ/мм2 . . qt = 30 кГ/мм2 5 = 10% .... *В данном чугуне б лось 0,5%. При 0,4% М 427 538 649 427 538 649 ыло пов п; 0,017' 38,5—59 23—35 10,5—17,5 28—17,5 16—19 7—8 ышенное содер % Р и 0% Си п 1—3 2—4 8—16 8-15 4—10 10-20 жание г редел П1 7,7—15,4 1,2 0,35 9,8—17,5* 2,8 0,42 марганца и фос элзучести состе 28—38 12 7,2-3,35 21—24,5 7,0 2,3—2,4 фора; меди 1ВЛЯЛ 6 кГ/ 21—28 6,4 1,7—2,05 17,5—19 5,25 1,52 содержа- ла м2.

В табл. 2 [9] приведены данные Н. Г. Гиршовича, С. К. Макси-
мова, В. А. Михайлова по испытанию на длительную прочность
при 425 и 570° в течение 500 час. для различных чугунов и стали 25,
а в табл. 3 [10] представлены результаты испытания на длительную
прочность высокопрочных чугунов с шаровидным графитом.
3. СВЯЗЬ С ОСНОВНЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ и химическими
СВОЙСТВАМИ

Удельный вес. Удельный вес зависит от количественного соотно-
шения структурных составляющих и может быть определен по пра-
вилу смешения, если известен удельный вес каждой составляющей.
Удельный вес феррита 7,87, удельный вес цементита 7,66, удельный
вес перлита 7,8, удельный вес графита 2,3. Чем больше углерода
в чугуне и чем больше степень графитизации, тем меньше удельный
вес чугуна. Известное значение имеют фосфидная эвтектика, имею-
щиеся поры и др. На основании практических данных [11] прини-
мается в г/сж3:

Наименее плотный серый чугун.......................... 6,6

Обычный серый чугун................................... 7,0

Плотный высококачественный серый чугун................ 7,4

Ковкий чугун (2,3 —2,7% углерода отжига).............. 7,2

Белый чугун..........................................7,4 — 7,6

Наиболее плотный белый чугун.......................... 7,7

Удельный вес высокопрочного чугуна с шаровидным графитом
примерно'такой же, как и серого чугуна, с одинаковой степенью
графитизации и пористости.

Теплоемкость чугуна заданной структуры, как и большинство
других свойств, зависит, главным образом, от природы и количества
присутствующих фаз и может быть определена по правилу смешения.

На основании данных о теплоемкости этих фаз средняя удельная
теплоемкость чугуна в интервале температур 0—700° может быть
принята равной 16 кал! г-град, а в интервале температур от 800°
до температуры плавлейия 0,18 кал/г* град. Однако, надо учитывать,
что на величину средней теплоемкости влияют изменения теплоем-
- кости при температурах магнитных и фазовых превращений.

По литературным данным [11], теплосодержание чугуна можно
принять равным: 54 кал!г при нагреве до 400°; 71,5 кал!г —до 500°;
90,0 кал/г —до 600°; 116,9 кал/г —до 700°; 143,2 кал!г —ж 800°;
161,1 кал/г —до 900°; 178,0 кал!г —до 1000°; 193,6 кал!г —до
1100°; 213,5 кал/г — до 1200°.

Эти данные о теплосодержании, естественно, включают и тепловой
эффект превращений; имеющих место в соответствующих темпера-
турных интервалах.

Теплопроводность чугуна данной структуры в отличие от тепло-
емкости не может быть определена по правилу смешения. Она выра-
жается в кал/см-сек-град и равна для феррита —0,18; перлита —
0,122; аустенита —0,1; графита—0,036; цементита —0,017. Влия-
ние элементов выражается в их влиянии на структурообразование
чугуна (образование цементита уменьшает электропроводность, рас-
падение цементита увеличивает электропроводность) и на образо-
вание легированного твердого раствора (уменьшает теплопровод-
ность).

Теплопроводность серого и ковкого чугунов, по литературным
данным (5,11), может быть принята равной 0,16 кал/см-сек-град.
высокопрочного чугуна с шаровидным графитом 0,11 —
0,14• кал!см-сек-град, и белого чугуна 0,05—0,12 кал/см-сек-град.
Низкая теплопроводность белого чугуна объясняется наличием

в структуре большого количества цементита, теплопроводность кото-
рого составляет примерно 0,017 кал!см-сек-град.

Из всех структурных составляющих чугуна максимальной тепло-
проводностью обладает феррит (0,18 кал!см-сек-град).

Влияние температуры по данным ЦНИИТМАШ на изменение

коэффициента теплопроводности
показано на фиг. 29.

Скрытая теплота плавления
чугуна составляет примерно
55 кал/г.

Удельное электросопроти-
вление зависит в значительной
степени от химического со-
става и структуры чугуна и
составляет (12—14,164) при-
мерно 60—70 мком-см. Удель-
ное электросопротивление фер-
рита 10,4 мком-см] перлита —
20 мком-см] цементита до
140 мком-см и графита до
2р0 мком-см. У чугуна с шаро-
видным графитом электросопро-

Фиг. 29. Изменение коэффициента тепло-
проводности кремнистых чугунов при
нагреве: 1 — с пластинчатым графитом;

2 — с шаровидным графитом.

тивление меньше, чем у чугуна

с пластинчатым графитом аналогичного состава и той же структуры,

В связи с тем, что при одинаковом углероде объемное содер-
жание цементита больше графита, электросопротивление белого
чугуна выше графитизированного. Повышение температуры чугуна
на 100° повышает электросопротивление чугуна примерно на
10 мком-см. При температурах выше критической разницы в элек-
тросопротивлении между фазами значительно, снижается.

Магнитные свойства серого чугуна, применяемого в электро-
машиностроении, по данным [11], могут быть приняты следующие:

чугуна в кГ/мм? * Коэрцитивная сила в эр ст Остаточная индукция в гс Магнитное насыще- ние в гс
12—14 10 4000—5000 17 000
18-20 10 5000—6000 18 000

Средний коэффициент линейного термического расширения (ат)
ферритных и перлитных серых, а также белых чугунов прини-
мается [11, 15] в интервале температур 0—100° равным 10—
11 • 10-6 см/см-град, а в интервале 100—700° равным 14-Ю”6.
Нагрев выше 700°, если он приводит к появлению аустенита, сильно
изменяет величину ах.

3* 35
Усадка —это изменение размеров отливок в результате умень-
шения объема металла, происходящего от температуры жидкого
металла до температуры затвердевания, в процессе затвердевания
и, наконец, при дальнейшем охлаждении.

Практика показывает, что углеродистой стали и белому чугуну
свойственна большая усадка, чем серому чугуну.

Образование усадочных раковин происходит в период кристал-
лизации и вызывается разницей между объемом жидкого и твердого

W 20 JO W HUH
дрем

Фиг. 30. Кривые разви-
тия свободной линейной
усадки:

1 — углеродистая сталь;
2 — белый чугун; 3 — серый
чугун; 4 — чугун с шаровид-
ным графитом.

металла при температурах затвердевания.

Как было показано А. А. Бочваром,
необходимо стремиться к тому, чтобы состав
любого литейного сплава, в том числе и чу-
гуна, был эвтектическим для того, чтобы
объемная усадка была концентрированной,
легко переходящейвприбыль,а не рассеянной.

Линейная усадка выражается в процентах:
£ = ./*-Ь. 1ООо/О;

I'K

где 1Н —первоначальный размер отливки;
1К — конечный размер отливки.

На фиг. 30 [16, 17] приведены кривые
развития свободной линейной усадки, из ко-
торых видно, что в первоначальный перидд
у серого чугуна и у чугуна с шаровидным
графитом имеет место расширение, связанное
с образованием графита и усадочных раковин
при кристаллизации и составляющее для
магниевого чугуна 0,6—0,9%, а для серого
до 0,2%. Далее начинается так называемая

доперлитная усадка, величина которой также зависит от того, проис-
ходит ли графитизация и какова ее степень. Доперлитная усадка
составляет для углеродистой стали до 1,5%, для белого чугуна
1,0—1,2%, для серого и чугуна с шаровидным графитом
0,3—0,6%. Незначительное уменьшение линейной усадки проис-
ходит при эвтектоидном превращении вследствие превращения
аустенита в перлит или в смесь феррита и графита. Дальнейшее
охлаждение сопровождается усадкой, называемой часто^послеперлит-
,ной, которая для всех видов чугуна, а также и для углеродистой
стали, колеблется в пределах 0,9—1,1%. На величину усадки
.большое влияние оказывают элементы, присутствующие в чугуне
118, 19]. Элементы, усиливающие графитизацию, уменьшают вели-
чину усадки за счет объемного расширения, тогда как элементы,
способствующие повышению устойчивости цементита, увеличивают
усадку. Это влияние, естественно, сказывается особенно на величине
доперлитной усадки, так как при охлаждении ниже температуры
эвтектоидного прекращения степень графитизации почти не меняется.

Вследствие увеличения объема в результате графитизации, про-
исходящей в сером чугуне, величина доперлитной усадки очень
36
часто настолько велика, что практически ее и не учитывают.
Поэтому общая (полная) усадка

послеперлитной усадкой.

Износостойкость и антифрикци-
онность. При одинаковом содержа-
нии углерода чем больше в струк-
туре цементита, тем чугун тверже
и более износостоек, особенно если
он легирован специальными приме-
сями. Износостойкость белого чугуна
зависит от дисперсности структуры
цементита; малая дисперсность сни-
жает износостойкость.

Износостойкость графитизирован-
ных чугунов выше износостойкости
стали с аналогичной структурой
металлической основы. Объясняется
это тем, что выкрашиваемый графит
играет роль «автосмазки». При спе-
циально подводимой смазке она по-
падает в поры из подграфита и вы-
носит из него продукты, что делает
некоторые чугуны также и антифрик-
ционными и тем в большей степени,

скорости:

1 — для ковкого и высокопрочного
чугунов; 2 — для серого чугуна.

чем больше углерода и перлита (не менее 80%) в структуре.
Специфические свойства чугуна служат основанием для изго-

товления поршневых колец, подшипников скольжения и т.

П.

ни?ребоб(по J часа каждый/

Фиг. 33. Увеличение длины
образцов в зависимости от
числа нагревов при 800°.

Существует специальный ГОСТ на анти-
фрикционные чугуны (ГОСТ 1585-57).

Фиг. 32. Интенсивность окисления при
многократных нагревах; температура
800°.

ного давления для разных подшипниковых чугунов. Усадка и изно-
состойкость включены в число основных свойств чугуна несколько
условно, так как они определяются не только составом и структурой
чугуна, но и условиями его формирования в отливке.

Коррозия, ростоустойчивость и термостойкость. Коррозия чугуна
зависит от большого числа факторов. Для работы в агрессивных
средах применяют специальные легированные чугуны, обладающие
высоким электродным потенциалом, способностью создавать пасси-
вирующую пленку и пониженным количеством микрогальваниче-
ских пар. Скорость коррозии серого чугуна на воздухе составляет
примерно 170 г/ж2 в год. Однако с течением времени скорость кор-
розии убывает и через 8 лет становится равной 60 г/ж2. В водопро-
водной воде коррозия чугуна возрастает до 1800 г/ж2 в год; в морской
воде она вдвое больше, чем в водопроводной.

Лучшие результаты по коррозионной стойкости дают ферритные
ковкие чугуны и особенно высокопрочные с шаровидным графитом,
поскольку в последних графитные включения максимально изоли-
рованы друг от друга и не могут служить каналами для проникно-
вения агрессивной среды в глубь металла. Особенно это имеет зна-
чение в условиях газовой коррозии при повышенных температурах
(жаростойкости) и ростоустойчивости.

На фиг. 32 по данным автора и В. Д. Яхниной представлены
результаты исследований окисляемости и роста при высоких тем-
пературах серого и высокопрочного чугунов с одинаковой металли-
ческой основой* (перлит и немного феррита). Из фиг. 32 видно, что
в первые часы нагрева магниевый чугун окисляется с такой же интен-
сивностью как и обычный серый чугун. Но уже через 6 час. прирост
поглощения кислорода поверхностью магниевого чугуна оказывается
меньшим, а в дальнейшем еще больше снижается. На фиг. 33 пока-
зано относительное увеличение длины испытуемых образцов
в зависимости от числа нагревов при 800°.

Рост чугуна, как известно, является следствием разложения
карбидов и проникновения агрессивных газов во внутрь изделия.
Рост особенно велик, когда имеет место неодновременное превра-
щение Fea -> Fey в различных слоях металла при частых коле-
баниях температур, поскольку это связано с объемными изменениями,
сжимающими и растягивающими напряжениями и возникновением
микротрещин, служащих добавочными каналами для окисления
металлической основы.

Термостойкость определяется способностью металла выдерживать
резкие перемены температур, вызывающие растягивающие напря-
жения и трещины. С этой точки зрения лучшими являются чугуны
с шаровидным графитом и ферритовой основой. Феррит наиболее
теплопроводен, а поэтому в чугуне с однородной ферритной основой
легче происходит выравнивание температур по всему сечению изде-
лия и меньше возникает напряжений. Шаровидные включения гра-
фита имеют преимущества перед разветвленным графитом, поскольку
любые возникающие трещинки легко ими локализуются.

По этой причине большое значение начинает приобретать для
разливки стали производство изложниц из высокопрочного чугуна
с шаровидным графитом, преимущественно ферритного получаемого
в основном за счет отжига.
ГЛАВА III

ОСНОВЫ ТЕОРИИ ГРАФИТИЗАЦИИ ЧУГУНА

1. ОСНОВНЫЕ ПОЛОЖЕНИЯ ПЕРВИЧНОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ ГРАФИТА

В жидком чугуне, особенно при нормальных температурах пере-
грева, почти весь углерод растворен в железе. Вследствие этого
при остывании и затвердевании происходит выделение аустенита
и цементита. При соответствующих условиях из жидкого чугуна
может кристаллизоваться непосредственно и графит. При дальнейшем
охлаждении аустенит, в свою очередь, распадается на феррит и
цементит или графит. Цементит при всех температурах термо-
динамически неустойчив и при благоприятных условиях распа-
дается на графит и твердый раствор. Распадение цементита так же,
как выделение графита из растворов, связано с увеличением объема,
поскольку удельный вес графита намного ниже удельного веса
металл ической основы.

Возможность выделения из раствора как графита, так и цемен-
тита объясняется природой раствора. Углерод в растворе ионизируется
и образует с железом переменные связи.

При температурах, близких к затвердеванию, «ближний поря-
док», т. е. упорядоченное расположение атомов в пределах малых
объемов выражается в том, что атомы углерода вместе с атомами
железа создают трехмерные группировки атомов — основы будущих
решеток цементита, а из другой незначительной части взаимно свя-
занных атомов углерода' образуются двухмерные группы — основы
будущих решеток графита. Двухмерными они являются из-за свое-
образного строения графита.

Основы будущих решеток неустойчивы: они то возникают, то
разрушаются; общее их количество остается относительно постоян-
ным и выражается так называемой флюктуационной кривой (фиг. 34),
характеризующей микронеоднородность жидкости. Чем выше тем-
пература, тем больше тепловое движение.

Образование тех или иных групп, близких по составу к цемен-
титу или углероду (графиту), зависит от возможных флюктуаций
концентрации. Естественно, что чем больше отклонения групп
по составу от среднего состава раствора, тем меньше вероятность
их существования. Поэтому вероятность существования участков
с 6,67% С во много раз больше, чем участков, состоящих только
из атомов углерода. Это значит, что при охлаждении вероятность
самопроизвольного образования зародышей цементита значительно
больше, чем графита. Однако, поскольку цементит термодинами-
чески неустойчив, он может, в свою очередь, распасться с образо-
ванием графитных частиц. Рассмотрим условия выделения из раствора
цементита и графита.

На фиг. 35 показана схема изменения свободной энергии жидкого
раствора, цементита и графита при различных температурах.

Из схемы видно, что при температурах выше Tsl, минимальной
свободной энергией обладает жидкая фаза, поэтому только она
может существовать в этих условиях. При температурах между

Фиг. 35. Изменение свободной
энергии в зависимости от темпе-
ратуры жидкого чугуна (Рж),
графита (Ргр) и цементита (рц)
в зависимости от температуры.

Фиг. 34. Флюктуационная кривая
(схема):

К — средняя концентрация углерода
в чугуне.

TS1 и 7^2 минимальной свободной энергией по сравнению с жидко-
стью обладает графит. Вследствие этого в данном интервале темпе-
ратур может выделиться непосредственно графит. При температурах
ниже Ts2, меньшей свободной энергией по сравнению с жидкой
фазой, обладают и цементит и графит. Однако, поскольку линия
свободной энергии цементита находится выше графитной, сначала
должен выделиться цементит, который при определенных условиях
может распадаться с образованием графита.

Непосредственное выделение графита из жидкого раствора в интер-
вале температур между TS1 и Ts2 требует определенных условий,
которые не всегда осуществимы на практике. Кристаллизация, как
известно, начинается с возникновения зародышей, но скорость их
образования может быть значительной лишь при достаточно большой
степени переохлаждения. Согласно диаграмме Fe — С, интервал
температур между Tsl и Ts2 соответствует расстоянию между ли-
ниями ECF и E'C'F'h равен всего только 5°, а поэтому самопро-
извольное зарождение графита в этом интервале температур требует
слишком длительного времени и оно более вероятно только в мед-
ленно остывающих (толстых) отливках. В случае переохлаждения
более чем на 5° должна происходить кристаллизация не графита,
а цементита.
Однако, если в чугуне содержится повышенное количество угле-
рода и кремния, то в предкристаллизационном периоде образуется
больше двумерных графитных групп, значительно расширяется
температурный интервал эвтектического превращения, а все это*
облегчает возможность самопроизвольного образования графитных
зародышей.

А. А. Байков и М. Г. Окнов в своих работах указывали, что

чугун всегда «замутнен^ различного рода включениями.

Зародышами, и особенно подкладкой для зародышей, могут
быть как некоторые присутствующие взвешенные частицы, так

и специально создаваемые, например, при модифицировании, отве-

чающие принципу структурного и химического соответствия. При
кристаллизации графита наилучшими являются зародыши, состоя-
щие из графита. Возможность существования последних в жидком
чугуне показана работами И. Н. Богачева, К. П. Бунина
и Д. П. Иванова.

При наличии готовых зародышей, на которых может кристалли-
зоваться графит, становится возможной непосредственная кристал-
лизация последнего без предварительного выделения цементитной
фазы и при температурах ниже Ts2 (фиг. 35).

Чем больше таких центров, тем короче путь диффузии к этим
центрам, тем легче предупреждается переохлаждение чугуна и легче

происходит выделение графита.

Однако наличие только одной зародышевой фазы недостаточно*
для непосредственной кристаллизации графита. Кроме того, необ-
ходимо, чтобы скорость охлаждения раствора соответствовала ско-
рости диффузии атомов, углерода (из пересыщенного раствора)
при данных путях диффузии к графитным центрам. Чем больше*

в чугуне содержится элементов, задерживающих графитизацию,
тем труднее обеспечить это соответствие.

В случае нарушения соответствия в сторону большей скорости
охлаждения атомы углерода не успевают подойти к графитным
центрам и неизбежно начинает кристаллизоваться цементит, по-

скольку в этих условиях возможна самопроизвольная кристалли-
зация цементита.

На практике в зависимости от условий процесса может происхо-
дить кристаллизация цементита или графита или обеих фаз одно-
временно.

Как известно из работ А. А. Бочвара, эвтектическое превращение*
представляет собой диффузионное разделение жидкого, раствора
на разнородные твердые фазы. При этом жидкая фаза находится
в контакте с образующимися твердыми фазами. При малой степени:
переохлаждения получается грубозернистая смесь, а при большей
степени переохлаждения смесь оказывается более дисперсной и обра-
зуется много типичных эвтектических колоний.

Ледебуритная эвтектика (фиг. 36) — это дисперсная ёмесь; она.
образуется при больших переохлаждениях. Графитная эвтектика,
в которой пластинчатый графит имеет розеточное расположение,
представляет собой грубозернистую смесь.
Размер кристаллов определяется в значительной мере скоростью
образования и роста центров.

Говоря об уже остывшем металле, необходимо иметь в виду, что
-от момента затвердевания до полного остывания металл проходит
интервал температур, при которых может происходить процесс
коагуляции, а поэтому получение мелкокристаллического строения
в момент затвердевания не всегда еще гарантирует полное сохра-
нение этого строения сплава в остывшем состоянии.

С этой точки зрения большое значение приобретает роль меж-
кристаллитной фазы, т. е.

, образуемых на поверхностях
кристаллов, мешающих их
сращиванию. Межкристаллит-
ная фаза может образовываться
различными путями. Большей
частью она представляет собой
различного рода нерастворив-
шиеся мелкодисперсные туго-
плавкие окислы, оттесняю-
щиеся из раствора на поверх-
ности по мере роста кристал-
лов. Межкристаллитная фаза
может состоять также из суль-
фидов, фосфидов и тому подоб-
ных соединений, обладающих
низшей температурой плавле-
ния, оттесняемых в межкристал-
литное пространство -и затвер-

Фиг. 36. Ледебурит.

девающих там уже после затвердевания основной массы сплава.

Межкристаллитная фаза в зависимости от ее характера может
являться причиной красноломкости, отпускной хрупкости, хладно-
ломкости и пониженной прочности материала.

В некоторых случаях межкристаллитная фаза образует так назы-
ваемые адсорбционные пленки, которым иногда приписывают роль
не только барьеров, мешающих срастанию (укрупнению) кристал-
.лов, но и регуляторов роста отдельных поверхностей кристаллов.
Происходит это потому, что в процессе кристаллизации под влиянием
поверхностных сил некоторые вещества могут адсорбироваться
на наиболее поверхностно-активных гранях и задерживать рост
последних.

2. ДИАГРАММА СОСТОЯНИЙ ЖЕЛЕЗОУГЛЕРОДИСТЫХ СПЛАВОВ
И ГРАФИТИЗАЦИЯ

По поводу диаграммы состояний железоуглеродистых сплавов
•существовали многолетные споры, которые и сейчас еще полностью
не устранены.

Деление на сторонников одинарной и двойной диаграммы же-
лезо — углерод явилось результатом неправильного их толкования.
К настоящему времени нет никаких оснований отвергать двойную
42
диаграмму. Однако толкование диаграммы должно быть не такое,
какое в свое время ей давалось ее сторонниками.

Сторонники двойной диаграммы Fe — Сгр и Fe — Fe3C считали,
что существуют два типа растворов (молекулярные и атомарные),
которые при известных условиях могут превращаться друг в друга.
Поэтому в зависимости от состояния раствора возможно выделение
из него цементита, либо графита. Американская школа во главе
•со Шварцем даже дала атомарному твердому раствору углерода
название бойденит в отличие от аустенита, который считался моле-
кулярным раствором. В действительности нет ни молекулярных,
ни атомарных растворов углерода в железе.

Сторонники одинарной диаграммы придерживались мнения, что
существует только один тип раствора — молекулярный, а из такого
раствора не может выделяться графит. Поэтому графит якобы всегда
•является продуктом распада цементита.

Исследования (Т. Ф. Лебедев, Н. В. Гевелинг, В. И. Просвирин,
Seith и др.) показали, что в аустените у стали углерод ионизирован,
а поэтому вместо предполагавшейся диффузии молекул цементита
было показано, что диффундируют ионы углерода, которые в любом
месте, где бы они ни находились, создают переменные связи с желе-
зом. Ввиду того, что атомы углерода и атомы железа ионизи-
руются положительно, образуемые связи имеют металлический
характер.

Основываясь на том, что на границе раздела графит — раствор
(жидкий или твердый) межфазовое натяжение выше, чем на гра-
нице раздела цементит — раствор, а так же на том, что согласно
принципу ‘структурного соответствия термодинамически выгоднее
из раствора выделяться цементиту, чем графиту, сторонники оди-
нарной диаграммы продолжали считать, что графит всегда является
продуктом распада цементита.

Однако это утверждение противоречило фактам непосредствен-
ного выделения графита из растворов.

Автор в свое время [24] показал, что вышеперечисленные проти-
воречия устраняются, если отказаться от попытки объяснения
кинетики процесса на основе диаграммы равновесия. Взамен этого
подхода было выдвинуто положение, что вполне возможно непо-
средственное выделение из ионизированного пересыщенного раствора
не только цементита, но и графита при наличии в структуре готовых
зародышей и соответствующей выдержке (или медленного охла-
ждения).

Обычно при графитообразовании имеют место оба процесса.
Однако в различных чугунах роль и последовательность каждого
из указанных процессов совершенно различны.

Так как пунктирные и сплошные линии диаграмм характеризуют
равновесные состояния (хотя в обоих случаях равновесие уста-
навливается с одним и тем же типом раствора), можно считать
условно, что имеются две системы Fe — Сгр и Fe—Fe3C. Это под-
тверждается тем, что на практике при малом содержании углерода
встречаются структуры, в которых отсутствует графит; даже при
некоторых видах термообработки графит не выделяется, а сохра-
няется цементит. Однако, поскольку цементит является фазой
неустойчивой, то следует считать, что на двойной диаграмме сплош-
ные линии отражают неустойчивое равновесие системы — метаста-
бильное.

При известных условиях метастабильное состояние может перейти
в стабильное. При наличии в структуре цементита и графита система
находится в неравновесном состоянии и ее относительно легко пере-

вести в равновесное.

При температурах выше эвтектоидного превращения цементит

распадается на аустенит и графит, а при температурах ниже эвтек-
тоидного превращения цементит распадается на феррит и графит.

Фиг. 37. Псевдобинарный разрез тройной
диаграммы Fe — С — Si (схема).

Следует различать ход и
степень графитизации, опре-
деляющие количество образо-
вавшегося графита, от харак-
тера графитизации, опреде-
ляющего его форму.

Учитывая, что кроме
железа и углерода в техни-
ческих чугунах всегда содер-
жится существенное количе-
ство кремния, оказывающее
свое влияние на графито-
образование, рассмотрим про-
цесс, беря за основу схему
псевдобинарного разреза диа-

граммы Fe — С — Si (фиг. 37).
Практикой установлено, что с увеличением скорости охлаждения

количество цементита растет, а графита уменьшается. В соответствии

с диаграммами состояния в заэвтектических чугунах кристалли-
зация начинается для метастабильной системы с цементита, а для
стабильной системы с графита. По мере охлаждения и выделения
свободного цементита или графита и достижения эвтектической
концентрации расплава, начинается эвтектическое превращение.
Поэтому в заэвтектических белых чугунах в структуре присутствует
первичный цементит, а в графитизированных чугунах первичный
графит.

Принципиальной особенностью кристаллизации заэвтектиче-

ского чугуна является то, что первичные кристаллы цементита или
графита растут за счет жидкой фазы, непосредственно в контакте
с ней. При эвтектическом прекращении, за счет жидкой фазы проис-
ходит одновременно образование также аустенита, который оказы-
вает свое влияние на характер структурообразования.

Поскольку чугуны чаще всего бывают доэвтектическими и эвтек-
тическими, разберем для них несколько подробнее ход графитизации,
который всегда начинается с эвтектического превращения.

На фиг. 38 представлены схемы различных кривых охлаждения
доэвтектического чугуна в координатах температура — время.
Кривая 1 показывает, что при относительно быстром охлаждении
чугун должен иметь структуру, состоящую из цементитной эвтек-
тики (ледебурита), вторичного цементита и перлита. Сначала кри-

сталлизуются дендриты аустенита, после чего остаток жидкого
раствора превращается в цементитную эвтектику. При дальнейшем
«охлаждении из дендритов аустенита выделяется вторичный цементит;

когда же концентрация углерода в дендритах аустенита достигает

эвтектоидной концентрации,
аустенит превращается в
перлит.

Кривая 2 показывает,
что в случае замедленного
прохождения эвтектического
интервала температур или
при некоторой изотермиче-
ской выдержке несколько
ниже этого температурного
интервала количество цемен-
титной эвтектики будет мень-
шим, чем в предыдущем слу-
чае. При дальнейшем охла-
ждении чугуна с той же ско-
ростью, что и для первого

Фиг. 38. Кривые охлаждения чугуна и конеч-
ная структура (схема),

Л — ледебурит; Ц —- цементит; П — перлит;
Г — графит; Ф — феррит.

чугуна, окончательная струк-

тура будет состоять из цементитной эвтектики, графита, вторичного

цементита и перлита.

Кривая 3 показывает, что медленное охлаждение в интервале
температур между концом затвердевания чугуна и началом эвтек-
тоидного превращения должно привести к тому, что из твердого
раствора (аустенита) будет выделяться цементит и здесь же распа-
даться, либо будет выделяться графит.

В обоих случаях окончательная структура чугуна будет перлитно-
графитная.

Кривая 4 отличается от кривой 3 тем, что производится медленное

охлаждение в интервале температур эвтектоидного превращения или
производится некоторая выдержка (низкотемпературная) несколько
ниже этого интервала температур. В первом случае часть аустенита
превращается в перлит, а часть в феррит и графит; во втором
случае весь аустенит превращается в перлит, затем часть перлита
превращается в феррит и графит, т. е. в обоих случаях оконча-
тельная структура чугуна получается ферритно-перлитно-графитной..

Кривая 5 отличается от кривой 4 тем, что в этом случае обеспе-
чивается либо более медленное прохождение эвтектоидного интер-
вала, либо более длительная низкотемпературная выдержка (чуть
ниже эвтектоидного интервала), достаточная для того, чтобы в чугуне
в конечном итоге совершенно не оказалось перлита. В этом случае
получается ферритно-графитная структура.

Структура чугуна, получающаяся по кривой /, соответствует
белому чугуну, а структура, получающаяся по кривой 2, — поло-
винчатому чугуну, так как наряду с перлитом и цементитной эвтек-
тикой в ней имеется и графит. Структуры, получающиеся по кривым
4, и 5, соответствуют различным маркам серого, ковкого или
высокопрочного чугуна.

Структура чугуна, получающаяся между кривыми 2 и 3, харак-
теризуется наличием в ней вторичного цементита. Это значит,
что данный чугун обладает повышенной твердостью по сравнению
с обычными серым, ковким и высокопрочным чугунами.

Чем выше номер кривой охлаждения, тем больше степень гра-
фитизации (С Г).

Для чугунов с эвтектической и заэвтектической металлической
основой СГ = г Сгрг— , а с эвтектоидной основой СГ = 2 — „

Соб — ^пер С^р

где содержание углерода в перлите [19].

Графитообразование происходит последовательно в три стадии,
при этом каждая стадия графитизации может протекать двумя
путями.

Первая стадия проходит непосредственно во время заэвтекти-
ческой и эвтектической кристаллизации, либо после затвердевания
чугуна и распадения первичного и эвтектического цементита.

Промежуточная стадия проходит во время охлаждения чугуна
и выделения графита из пересыщенного аустенита, либо при выде-
лении вторичного цементита и его распадении.

Вторая стадия проходит непосредственно при эвтектоидном
превращении аустенита, либо при предварительном образовании
перлита и распадении содержащегося в нем цементита.

Осуществление на практике того или иного режима охлаждения
с целью получения требуемой структуры бывает затруднительным,
поэтому, кроме скорости охлаждения, структуроЬбразование регу-
лируется химическим составом и термообработкой.В частности, при
производстве ковкого чугуна химический состав подбирается таким
образом, чтобы чугун после остывания получался белым, а затем
путем отжига ему придают требуемую структуру. При произ-
водстве же серого и высокопрочного чугунов структурообразование
часто регулируют так, чтобы по возможности требуемая структура
получалась непосредственно при остывании изделия в литейной
форме.

Из приведенных кривых охлаждения видно, что отбел чугуна
получается в случае незавершения первой стадии графитизации,
т. е. во время затвердевания чугуна, а перлит образуется в случае
незавершения второй стадии графитизации. На практике же очень
часто требуется, чтобы первая стадия графитизации завершилась
полностью во избежание получения отбела, а вторая стадия графи-
тизации вовсе не протекала с целью получения перлитной металл
лической основы.

В отличие от цементита по ходу кристаллизации графит не обра-
зует самостоятельных выделений. Форма графита, образуемая в на-
чальный период, сохраняется во время промежуточной и второй
стадии графитизации, так как выделяющийся при этом графит
46
кристаллизуется на ранее образовавшемся графите, не изменяя-
существенно ни его формы, ни характера расположения.

В соответствии со сказанным при производстве любого вида
чугуна — серого, ковкого и высокопрочного с шаровидным гра-
фитом — необходимо регулировать форму образующегося графита
во время первой стадии графитизации. Регулирование структуре-
образования металлической основы в отношении получения феррита
и перлита надлежит осуществлять во время второй стадии графи-
тизации.

3. УСЛОВИЯ ОБРАЗОВАНИЯ ПЛАСТИНЧАТОГО ГРАФИТА
В СЕРОМ ЧУГУНЕ

Теория образования графита в сером чугуне разрабатывалась
М. Г. Окновым [12], Н. Г. Гиршовичем [20], К. П. Буниным [21 L
И. Н. Богачевым [22], Бойлсом [23] и др. В настоящее время
можно считать, что графитные центры в сером чугуне самопроизвольно-
зарождаются в жидкой фазе непосредственно из расплава или воз-
никают на готовых подкладках. В обоих случаях из каждого центра
графит растет, разветвляется в разные стороны,
образуя лепестки.

Пластинчатый графит, особенно розеточный,
видимый в микроскопе, —это отдельные коло-
нии, представляющие различные сечения ука-
занных лепестков.

В чугуне заэвтектического состава кристал-
лизация начинается с графита. По данным
Д. П. Иванова [1а], пока не началось эвтек-
тическое превращение может происходить
сегрегация графитных включений за счет кон-
векционных потоков. В чугуне эвтектического
состава начинается одновременно кристаллиза-
ция графита и аустенита с образованием эвтек-
тики. В чугуне доэвтектического состава

кристаллизации графита предшествует образование первичного
аустенита.

Рост лепестков при эвтектическом превращении происходит
за счет углерода из маточного раствора. Однако диффузия атомов
углерода к графиту идет с неодинаковой скоростью к различным
граням. В то время как лепестки со стороны кромок, контактируясь
с жидкой фазой, быстро получают от нее «строительный материал»
и удлиняются, в толщину они растут медленно, так как атомы угле-
рода должны перемещаться к ним через аустенитную фазу
(см. схему фиг. 39).

Чем больше скорость охлаждения, тем тоньше графитные лепестки
и тем мельче графитные включения. Междендритный дисперсный
графит представляет собой типичный случай наибольшей измель-
ченное™ графита вследствие переохлаждения. Однако по этому
поводу существуют различные взгляды. По мнению некоторых
исследователей, поскольку при больших переохлаждениях стано-
47

Фиг. 39. Схема об-
разования графита в
сером чугуне при эвте-
ктической кристалли-
зации.
вится возможным образование мелкодисперсного ледебурита, можно
полагать, что в ряде случаев междендритный дисперсный графит
представляет собой не графитную эвтектику, а псевдоэвтектику
(распавшуюся мелкодисперсную ледебуритную эвтектику).

Точно так же можно полагать, что в ряде случаев сетчатый графит
•образуется путем первоначального выделения цементита и после-
дующего его распада.

Основанием для таких утверждений можно считать также то,
что при отжиге белого чугуна при температурах, близких к темпе-

Фиг. 40. Изменение твердости чугуна
в различных местах литого клина.

ратуре плавления, получается
графит, «наследующий» исходную
форму цементита. Такие формы
графита легко получались элек-
трографитизацией, обеспечиваю-
щей быстрый нагрев [24].

Это значит, что при отжиге
белого чугуна можно по желанию
получить не только ковкий, но
и своего рода серый чугун.

Это дает также основание по-
лагать, что при обычном произ-
водстве серого чугуна графит, хотя
и начинает обычно выделяться из
жидкого раствора, при дальней-
шем охлаждении может образо-

ваться и путем предварительного выделения цементита и его после-
дующего разложения [12]. Действительно, при остывании клиньев,
залитых в металлические формы кремнистого чугуна (более 2% Si),
твердость и структура изменяются согласно фиг. 40 [69]. По-види-
мому, дисперсный графит является продуктом распада дисперсного
ледебурита. Такому графиту всегда сопутствует феррит, образуемый
вследствие повышенного количества кремния.

Междендритно-дисперсный графит часто называется графитом
«переохлаждения».

В отличие от пластинчатого графита, хлопьевидный графит,
характерный для ковкого чугуна, всегда получается после затвер-
девания чугуна и последующего его отжига.

4. УСЛОВИЯ ОБРАЗОВАНИЯ ХЛОПЬЕВИДНОГО ГРАФИТА
В ковком ЧУГУНЕ

Для образования графита имеет большое значение число заро-
дышей и их расположение.

Если самопроизвольное образование графитных зародышей и их
рост в сером чугуне считается установленным, самопроизвольное
образование графитных зародышей в белом чугуне при отжиге
на ковкий, не встречает единого мнения. Кроме того, рядом иссле-
дований [25, 26] показано, что в белом чугуне тщательным хими-
ческим анализом улавливаются некоторые количества (0,05—0,09%)
48
Фиг. 41. Характер расположения графит-
ных центров в начальный период отжига
белого чугуна. Х340.

графита, ускользающие при микроскопическом наблюдении. Эти ко-
личества тем меньше, чем меньше содержание углерода и кремния
в чугуне*, чем выше температура перегрева расплавленного металла
и меньше его выдержка при перегреве. Можно предполагать, что
эти минимальные количества графита также служат в качестве
зародышей для графитизации.

Не отрицая вышеуказанных путей, автор придерживается мнения,
что основная масса зародышей образуется непосредственно из. цемен-
тита на разделе Ц/А, где ведущую роль играет перестройка цемен-
титной решетки в графитную
и аустенитную решетки. Для
образования графитного заро-
дыша критического размера
достаточно распадения незначи-
тельного, элементарного объема
цементита. Этот путь весьма
вероятен, поскольку цементит-
ная фаза более богата углеро-
дом и межфазовые границы
более разрыхлены.

Чем больше отношение по-
верхностей кристаллов цемен-
тита к их объемам, тем больше
в них сконцентрировано свобод-
ной энергии и тем менее устой-
чивы такие кристаллы цемен-
тита. Поэтому можно считать,
что в первую очередь должны
распадаться наиболее мелкие
кристаллики цементита, а также

элементарные объемы у крупных кристаллов в местах с наибольшей
кривизной. Образование центров непосредственно из цементита под-
тверждается тем, что их основная масса зародышей в начальный
период графитизации всегда находится на разделе фаз цементит —
аустенит (фиг. 41). Обнаружение между зернами аустенита незна-
чительного количества зародышей графита может быть также истол-
ковано как следствие распада мельчайших включений цементита.

Образование большого числа графитных зародышей на грани-
цах аустенит — цементит было обнаружено при электрографитиза-
ции белого чугуна на высоких температурах, близких к температуре
плавления. Однако при этом графит воспроизводил форму исход-
ного цементита. При более низких температурах электрографити-
зации число зародышей получилось меньше и графит был хлопье-
видным.

Доказательством незначительной роли готовых зародышей гра-
фита могут служить попытки использовать имеющиеся зародыши
в белом чугуне для практических целей. Проф. П. А. Коссовским
было предложено сейчас же после затвердевания передавать отливку
из белого чугуна в раскаленном виде в отжигательную печь, минуя
ее остывание. Однако проверка этого предложения С. А. Салтыко-
вым [27] показала, что 10-часовой отжиг при 900° предварительно
Остывших отливок дал полное разложение ледебурита, а 20-часовой
отжиг при 900° таких же отливок, перенесенных в печь при 1100°
дал отрицательные результаты. Процесс первичной графитизации
даже почти не начался. Отсутствие графитных центров, по-видимому,
могло приводить вначале только к коагуляции цементита.

Возможно, что более высокая температура отжига дала бы луч-
шие результаты, в смысле скорости графитизации, но в этом случае
графит имел бы вытянутую форму, чугун был бы некачественным,
не говоря уже о том, что вытянутая форма графита сама по себе
подтвердила бы, что зародыши образуются из цементита на его
границах, а не в аустените.

Образование графитных центров из цементита подтверждается
также тем, что с понижением температуры отжига белого чугуна
число графитных центров не увеличивается, как это полагается
по общим законам кристаллизации, а уменьшается.

Уменьшение же количества зародышей происходит потому, что
с понижением температуры увеличивается устойчивость цемен-
тита.

С повышением температуры увеличивается как число зародышей,
так и их рост, что объясняется увеличением скорости диффузии
и самодиффузии и большей пластичностью матрицы.

Предварительная закалка белого чугуна представляет большой
интерес с точки зрения исследования механизма образования заро-
дышей, поскольку при последующем отжиге их образуется очень
много [28].

Большое количество работ по предварительной закалке до сих
пор не дало однозначного ответа.

Согласно [29], при предварительной закалке чугуна с высоких
температур образуется значительно пересыщенный углеродом мар-
тенсит и остаточный аустенит. При последующем нагреве из них
выделяются дисперсные вторичные карбиды, распад которых при-
водит к образованию графитных зародышей.

Исследования [30] показали, что ускорение графитизации про-
является после закалки на мартенсит и не проявляется после изо-
термической закалки, хотя графитизация при этом ускоряется
с увеличением в структуре количества цементита.

Исходя из того, что при закалке может иметь место наряду
с ультратрещинами и дисперсоидизация цементита автор [171]
поставил перед собой задачу изучить их влияние раздельно. Воз-
можность раздельного изучения достигалась тем, что закалка белого
чугуна производилась с более высокой температуры, чем после-
дующий отжиг. В этом случае большее количество углерода ока-
зывалось растворенным в аустените, из которого при охлаждении
выделялся вторичный цементит в дисперсоидизированном виде.
В случае обычной закалки наряду с дисперсоидизированным цемен-
титом появляются ультратрещины и при последующем отжиге
трудно улавливать их влияние раздельно. При изотермической же
50
закалке ультратрещины не возникают, а поэтому может сказы-
ваться только влияние дисперсоидизированного цементита.

Для сравнения изучались также и образцы, закаленные с темпе-
ратур ниже температур последующего отжига. В данном случае
дисперсоидизированный вторичный цементит влияния оказывать
не может, так как он успевает раствориться во время нагрева для
отжига.

Для изучения брался белый чугун с 3,3% углерода и 0,54%
кремния. Малое содержание кремния диктовалось желанием умень-

шить вероятность выделения графита
Для исключения влияния газов
все образцы подвергались искусствен-
ному старению при 300° в течение
5 час. Была проведена термическая
обработка по следующим режимам:

а) закалка с температуры 900°
воду;

б) закалка с температуры 780°
воду;

в) изотермическая закалка с 900°
расплавленный свинец при 325°—

30 мин.;

г) изотермическая закалка 780°
в расплавленный свинец при 325° —
30 мин.

Все образцы отжигались при
850° — 1 час. и 4 часа.

Сырые образцы имели твердость
в переводе на единицы Бринеля —
660НВ, а после одночасового отжига
при 850° 387НВ.

при затвердевании чугуна.

Фиг. 42. Влияние предварительной
закалки белого чугуна на графи-
тизацию при 850°:

1 — изотермическая закалка; 2 — за-
калка в воде.

Образцы, закаленные в воду с 900° после отжига при 850° за 1 часг
дали 3217/7?, а закаленные с 780° после такого же отжига — 345 НВ.

Исследование структуры после графитизации показало, что
обычная закалка с 900° дала большее количество графитных заро-
дышей, чем закалка с 780°. Изотермическая закалка с 900° и отжига:
при 850° — за 1 час дала твердость 3457/7?, а изотермическая закалка
с 780° при таком же отжиге дала 375—3957/7?.

Микроанализ показал, что после изотермической закалки с 900®*
И' отжига образовалось больше графитных включений и осталось
меньше цементита, чем после изотермической закалки с 780° и отжига.
Размер графитных включений после изотермической закалки больше,
чем после закалки в воду, а степень графитизации меньше.

Результаты опытов приведены на фиг. 42. Эти данные дают
основание сделать следующие выводы:

1. Закалка с 900° дает больший эффект, чем закалка с 780°.

2. Закалка в воду дает наибольший эффект, что является след-
ствием суммарного действия дисперсоидизированного цементита
и ультратрещин.

51
3. Изотермическая закалка с 900° дает некоторый, но меньший
эффект при отжиге, чем при закалке в воду, что, по-видимому,
является следствием только одного влияния дисперсоидизированного
цементита.

4. Закалка в воду с 780° дает примерно такой же эффект, что
. и изотермическая закалка с 900°; это по-видимому, является след-
ствие м влияния одних только ультратрещин.

, 5. Изотермическая закалка с 780° при отжиге никакого эффекта

на ускорение графитизации не дает, поскольку в данном случае
цементит не дисперсоидизируется и не образуются ультратре-
щины.

Отсюда следует, что при правильном соотношении температур
аустенизации и последующего отжига изотермическая закалка может
дать эффект ускорения графитизации. \

Подтверждением роли дисперсоидизированного цементита могут
служить наши опыты по изучению графитизации при 850° — 4 часа
после закалки в воду с 780° и отпуска при 600° — 20 час. Эти опыты
вытекали из следующих соображений.

Согласно В. Ф. Зубареву [33], свободная энергия цементита
минимальна при 950° и увеличивается как с понижением, так
и с повышением температуры. Следовательно, можно было бы ожи-
дать малой устойчивости цементита при 600°. Однако, так как при
таких температурах резко уменьшается податливость матрицы,
предварительная выдержка при этих температурах не сказывается
при отжиге.

Другой результат должен получиться, если выдержка при 600°
производится после закалки в воду (даже с температуры 780°).
Поскольку при закалке образуются ультратрещины, облегчающие
распад цементита, здесь же может сказаться повышение его сво-
бодной энергии. В порядке опыта был проведен отпуск при 600° —
20 час. после закалки с 780° в воду. Последующий отжиг 4 часа
при 850° дал снижение твердости до 150//В, тогда как такой же
отжиг закаленных и неотпущенных образцов дал твердость 187 НВ,
Микроанализ показал значительное увеличение числа графитных
включений после закалки с отпуском.

Для того чтобы еще более убедиться в том, что графит возникает
непосредственно из цементита, был проведен длительный отпуск
(48 час.) при 600° закаленных образцов без всякого последующего
отжига. Микроанализ показал появление очень мелких графитных
центров.

Доказательством того, что* графитные зародыши образуются
действительно из цементита, может также служить характер рас-
положения графитных зародышей в различных закаленных и отож-
женных чугунах, которые преимущественно образуются на поверх-
ности цементитных зерен.

Иногда графитные зародыши имеют строчечное расположение,
которое, по-видимому, может являться следствием возникновения
зародышей графита на границах пластинок эвтектоидного цемен-
тита в период нагрева еще до достижения аустенитной области.
52
Еще более показательной в этом отношении является форма
графитных включений, которая была получена при отжиге закален-
ного белого чугуна, модифицированного магнием.

Шаровидный графит в магниевом чугуне в начальном периоде
графитизации иногда имел не шаровидную форму, а оказывался
вытянутым вдоль цементита (фиг. 43) и зародыши, имея шаровидную
форму, в нем сливались.

Результаты проведенных экспериментов дают основание считать,
что основная масса графитных зародышей образуется из цементита,

а поэтому при усовершенство-
вании существующих и раз-
работке новых способов ускоре-
ния отжига белого чугуна необ-
ходимо, в первую очередь, стре-
миться к уменьшению’ устойчи-
вости цементитной фазы. В то
же время надо помнить, что
слишком малая устойчивость
цементита может привести к пол-
ному его пограничному распаду,
что отрицательно сказывается
на получаемой форме графитных
включений.

В свое время существовало
деление на «непосредстванный»
распад цементита, который опре-
делялся как «бездифузионный»
или «сдвиговый» в отличие от
«распада через твердый рас-
твор», который определялся как
диффузионный. Считалось, что

Фиг. 43. Расположение зародышей графита
в предварительно закаленном и отожжен-'
ном магниевом чугуне. Х340.

эти два вида распада могут протекать параллельно и независимо
друг от друга. Считалось, что первый распад дает вытянутый графит,
а второй хлопьевидный графит.

В действительности все виды распада цементита имеют диффу-
зионный характер и такого рода деление неправильно. Однако для
практики весьма ваэйно знать условия образования зародышей,
форму и характер расположения графита. Тогда же мы разработали
схему изотермического распада цементита в белом чугуне, исходя
из следующих положений.

1) при высоких температурах создаются условия, при которых
внутри цементита силы взаимодействия атомов углерода могут выз-
вать распад элементарных объемов цементита. Такой распад цемен-
тита приводит к образованию графитных центров, которые распола-
гаются на межфазовых границах А/Ц;

2) как только появляются графитные центры нарушается равно-
весие между твердым раствором и цементитом и в соответствии
с двойной диаграммой железоуглеродистых сплавов (линии ES
и E'S') возникает градиент концентрации на границах раздела
фаз А/Ц и А/Г; чем ниже температура, тем больше этот градиент,
но меньше скорость диффузии.

Твердый раствор не может одновременно находиться в равновесии
с цементитом и графитом. При благоприятных условиях вследствие
стремления системы к равновесию из твердого раствора, пересыщен-
ного по отношению к графиту, должен выделяться избыток углерода
в виде графита. В этом случае твердый раствор становится ненасы-
щенным по отношению к цементиту и его растворяет, что опять
приводит к пересыщению раствора по отношению к графиту и выде-
лению из него избыточного углерода. Так, процесс распада цемен-
тита продолжается до тех пор, пока не распадается весь цементит
и не установится равновесие между твердым раствором и графитом.

Распад цементита под влиянием градиента концентрации на раз-
делах фаз (раствор-графит и раствор-цементит) называем бесконтакт-
ным распадом цементита; он может происходит^ и тогда, когда коли-
чество углерода и цементита ниже 6,67%. Пограничный распад
цементита приводит к образованию графитных центров, а бескон-
тактный распад цементита к росту графитных центров.

Механизм растворения цементита следует рассматривать не как
растворение молекул цементита, а как обеднение решетки цемен-
тита атомами (ионами) углерода, вследствие чего при определенной
концентрации она перестраивается в решетку железа, в котором
количество растворенного углерода соответствует концентрации
окружающего твердого раствора. Пока отсутствуют графитные
центры, рост графита не может происходить. Появление графитных
центров вызывает следующий за ним элементарный процесс роста
этих центров.

• На диаграмме Fe — С расстояния между линиями ES и E'S'
уменьшаются с повышением температуры. Это обстоятельство объяс-
няет, почему с повышением температуры нагрева быстрее обра-
зуются графитные центры и большие участки цементита вовлекаются
в пограничный распад. Соответственно это отражается и на форме
графита. При очень высоких температурах, обычно свыше 1100°,
пограничный распад охватывает каждый кристалл цементита во мно-
гих местах, а атомы углерода из оставшегося цементита устремляются
к возникшим графитным включениям. Образующийся при этом гра-
фит «наследует» форму исходных кристаллов цементита и имеет
вид сетчатого графита (пластинок, изогнутых вдоль дендритов аусте-
нита) и т. п.

С понижением температуры отжига графит получается тем более
округленным, чем ниже температура отжига. На фиг. 44 показана
схема образования углерода отжига в ковком чугуне.

В связи с тем, что при разных температурах распада цементита
получаются различные формы графита, очень трудно по желанию
воспроизвести исходные формы цементита в обычных производствен-
ных печах: Это происходит потому, что при медленном нагреве гра-
фитизация успевает в значительной степени произойти еще в ниж-
них интервалах температур, задолго до достижения высоких тем-
ператур. Нужные результаты получаются легче всего в лаборатор-
54
ных условиях, при быстром нагреве изделий. Для наших исследо-
ваний мы пользовались электронагревом. Примерно такой же резуль-
тат можно получить при нагреве в соляных ваннах.

Согласно представленной схеме изотермического распада цемен-
тита (фиг. 45) [24]; в первой (инкубационной) области структура

Фиг. 44. Схема образования углерода отжига в ковком чугуне
(Д — аустенит; Ц — цементит; Г — графит).

состоит из аустенита и цементита; во второй области из аустенита,

цементита и графита, образовавшегося вследствие пограничного
распада из цементита; в третьей из аустенита, цементита и графита,
образовавшегося, главным образом, путем бесконтактного распада

цементита, через твердый раствор
и в четвертой из аустенита и гра-
фита.

Из схемы видно, что чем выше
температура, тем быстрее распа-
дается цементит. При высоких тем-
пературах пограничный распад
сразу охватывает почти весь цемен-
тит, вследствие чего графит «на-
следует» исходную форму цемен-
тита. С понижением температуры
пограничный распад цементита

Фиг. 45. Схема изотермического рас-
пада цементита:

А 4- Ц — область аустенита и цементита;

ПР — область пограничного распада
цементита; БР — область бесконтактного
распада цементита; А + Г — область
аустенита и графита.

охватывает меньшие участки цемен-
титных кристаллов. С появлением
графитных включений нарушается
равновесие между цементитом,
аустенитом и графитом, и дальней-
ший распад идет через твердый рас-
твор, образуя хлопьевидный гра-

фит, тем более округленной формы, чем ниже температура графити-
зации. В зависимости от состава чугуна линии на диаграмме могут
быть правее или левее. Анализируя схематическую диаграмму

изотермического распада цементита, можно сделать ряд выводов,
полезных для производства ковкого чугуна, а именно:

а) отжиг белого чугуна на ковкий следует вести при темпера-
турах не свыше 1050° во избежание получения графита неблаго-
приятной формы и сильного коробления отливок; отжиг при темпе-
ратурах ниже 900° также нежелателен вследствие малой скорости
и большой длительности процесса;

б) поскольку образование углерода отжига начинается с погра-
ничного распада цементита, то сокращение длительности отжига
должно начинаться с мероприятий, направленных на уменьшение
устойчивости цементита и увеличения числа графитных зародышей;

в) ввиду того, что рост графитных центров происходит путем
диффузии атомов углерода через твердый раствор, то необходимо,
чтобы принимаемые меры не тормозили диффузию, а наоборот,
ускоряли ее, чему содействует повышение температуры и правильный
подбор химического состава.

Ранее считалось, что цементит в зависимости от температуры
отжига может распадаться либо непосредственно, либо через твердый
раствор. Основная ценность данной кинетической диаграммы заклю-
чается и в том, что она показывает, что при всех температурах
распада цементита графитизация начинается погранично и может
стать бесконтактной; температура определяет собой характер после-
довательности процесса.

5. УСЛОВИЯ ОБРАЗОВАНИЯ ШАРОВИДНОГО ГРАФИТА
В ВЫСОКОПРОЧНОМ ЧУГУНЕ

Шаровидная форма' графита известна давно как структурная
составляющая некоторых видов ковкого чугуна. Графит всегда
получается шаровидным (сферслитным), когда сера не полностью
нейтрализована марганцем. Согласно [212], сферолитные включения
графита являются поликристаллами и образуются путем роста кри-
сталлов во все стороны из одного центра. При этом плоскости с плот-
ной упаковкой атомов углерода располагаются перпендикулярно’
к радиусам сферолитов. Примерно такой же получается графит,
когда вся сера нейтрализована марганцем, но отжиг ведется при
относительно низких температурах (ниже 800°). Известно также,,
что путем регулирования степени перегрева и скорости охлаждения
можно в литом состоянии получить любую форму графита вплоть
до шаровидной [34]. Однако такой шаровидный графит оказывается
рассеянным по всей матрице в виде мельчайших включений, полу-
чить его трудно и не представляет интереса.

По поводу механизма образования различных форм графита всегда
существовали разногласия, которые еще больше усилились с появ-
лением высокопрочного чугуна с шаровидным графитом, получае-
мого при модифицировании церием или магнием.

Многочисленные опыты показывают, что шаровидная форма
графита в литом состоянии получается в эвтектических и до-
эвтектических чугунах, кристаллизуясь как в жидком, так и в
твердом окружении. Во всех этих случаях графитные зародыши
обнаруживаются при закалке чугуна от жидкого состояния. Это
дает основание считать, что для образования шаровидного гра-
фита, получаемого в литом состоянии, большая часть зародышей
56
самопроизвольно образуется еще в жидком и полужидком чугунах,
поскольку обычно чугуны содержат много кремния. Однако и при
малом содержании кремния в случае сплошного отбеливания чугуна
после его отжига графит такжё получается шаровидным. К. П. Бунин
показал, что при эвтектической кристаллизации образование шаро-
видного графита происходит внутри аустенита и жидкая фаза теряет
контакт с графитом [35], в отличие от эвтектической кристаллиза-
ции серого чугуна, где маточный раствор сохраняет контакт все время
с обеими фазами (графит и аустенит).

К настоящему времени появилось много разноречивых гипотез,
пытающихся объяснить механизм образования шаровидного графита.
Однако последние, по существу, касаются только условий, при кото-
рых данный графит образуется. Рассмотрим критически главнейшие
из них.

Вначале все гипотезы исходили из положения нерастворимости
магния в структурно составляющих фазах (в металлической основе
и графите), однако такие гипотезы ограничивали возможность
объяснения ряда явлений, противоречили друг другу и тем самым
были недостаточно прогрессивными.

В работе [35] делается предположение, что магний располагается
в стыках между кристаллами аустенита и затрудняет его пограничную
самодиффузию, вследствие чего происходит равномерный отвод
атомов железа, образуется полость и графит кристаллизуется шаро-
видно.

В этой трактовке, кроме спорности вопроса о ведущей роли
самодиффузии [51, 53, 61 ], не было доказано экспериментально, что
магний пассивно располагается ъ стыках между кристаллами аусте-
нита и превращается в заполнитель. Кроме того, не объяснялось,
почему в магниевом жидком чугуне, где,еще отсутствуют кристаллы
аустенита, графит также кристаллизуется шаровидно.

Серьезные сомнения вызывала и гипотеза о регулирующей роли
адсорбционных пленок, якобы образующихся на поверхностях
кристаллов графита. Эта гипотеза исходила из нерастворимости
магния в графите и металлической основе, но в этом случае она не
согласуется с фактом образования графита внутри аустенита. Кроме
того, судя по большому количеству магния, связанного с шаровидным
графитом, механически извлеченном из чугуна (П. И. Степин [40 ],
А. Ф. Ланда [41]), можно было полагать, что он располагается не на
поверхностях кристаллов графита, а объемно растворен в них.

Некоторые гипотезы отводили основную роль обессеривающему
действию магния, которым объяснялось увеличение поверхностного
натяжения на поверхности жидкого чугуна [36]. Однако это не
увязывалось с тем, что при испарении остаточного магния при обес-
серивании жидкого чугуна графит опять кристаллизовался развет-
вленным.

Предполагалось, что магниевый чугун во время затвердевания
проходит стадию отбеливания и самоотжига, однако эта гипотеза
не может объяснить, почему при высокотемпературном отжиге
обычного белого чугуна на ковкий (около 1100° и выше) графит
получается вытянутым, а при отжиге белого магниевого чугуна гра-
фит всегда получается шаровидным.

Предполагалось, что магний во время модифицирования, испа-
ряясь создает газовые пузырьки, куда выделяется графит. Но это
не увязывается с фактами получения шаровидного графита в спе-
циально выплавленных в вакууме чугунах под основными шлаками
при температуре 1630° [37] и получения пластинчатого графита
при присадке в жидкий чугун таких, легко испаряющихся веществ,
как цинк и др.

Не оправдались также попытки объяснить образование шаровид-
ной формы графита за счет округлой формы зародыша [38]. По дан-
ным Д. П. Иванова [1а ], все известные формы графита имеют оди-
наковые зародыши округлой формы.

Предположения о нерастворимости магния в металлической основе
исходили из общеизвестного положения, что магний не растворяется
в железе по причине большого несоответствия атомных радиусов.

Однако, принимая во внимание, что металлическая основа чугуна
не состоит из чистого железа, что в ней растворены кремний и угле-
род, с которыми магний легко вступает в химическое взаимодействие,
что при растворении кремния периоды решетки увеличиваются, что
магний в сплаве ионизируется и атомный радиус его уменьшается,
а также и то, что в кристаллических решетках и на границах зерен
имеется ряд несовершенств, автор выдвинул положение, что раство-
римость незначительных количеств магния вполне вероятна. Между
тем, достаточно только незначительной растворимости магния, чтобы
•его могло продиффундировать (особенно по границам зерен) довольно
большое количество.

Выдвинутое положение было подтверждено экспериментально [43 ]
и дало возможность объяснить ряд явлений. В частности, поскольку
основная масса углерода находится в чугуне в виде графита, а весь
кремний растворен в железе, было показано, что в графите процент-
ное содержание магния во много раз выше, чем в железе. Из работы
следовало, что в магниевом чугуне изменяется состав фаз. По-
видимому, мы имеем не простой силико-феррит, силико-аустенит
и графит, а магниевый графит, магниевый силико-феррит и магние-
вый силико-аустенит. Это дало основание полагать, что в процессе
кристаллизации, на разделе фаз между кристаллизующимися вклю-
чениями графита и маточными растворами (жидкими или твердыми)
имеет место значительное повышение поверхностного натяжения,
вследствие чего графит вынужденно кристаллизуется шаровидно
[1, 43]. В данном случае имеется в виду повышение натяжения
на границе кристаллизующихся фаз, а не на поверхности жидкого
чугуна, которое часто определяют.

Если учитывать, что магний растворяется и диффундирует в метал-
лической основе, то становится понятным, каким образом обога-
щается магнием графит, независимо от того образуется ли он непо-
средственно из жидкого раствора или после затвердевания чугуна
белым. Приведенная гипотеза легко объясняет и следующие явле-
ния.
Усвоение жидким чугуном остаточного магния несмотря на то,
что при таких температурах он должен был бы весь испариться.
Эта усвояемость объясняется взаимодействием магния с растворен-
ным в железе углеродом и кремнием. Чем тоньше отливка, тем легче
образуется шаровидный графит в магниевом чугуне, поскольку
с увеличением скорости остывания увеличивается межфазовое на-
тяжение.

Уменьшение содержания углерода в жидком чугуне, особенно
заэвтектического состава. Это может быть объяснено уменьшением
концентрации углерода в жидком чугуне (вследствие растворимости
магния) и всплыванием его в шлак, а также взаимодействием магния
•с углеродом с образованием Mg2CO3, как это объясняют [210].

Растворимостью магния в металлической основе легко также
•объясняется более высокая твердость феррита, большая прокаливае-
мость металлической основы, необходимость повышения количества
остаточного магния в чугунах, содержащих много кремния, алюми-
ния или других примесей, с которыми остаточный магний вступает
во взаимодействие. Последнее связано с необходимостью, чтобы оста-
точного магния хватило не только на взаимодействие с этими элемен-
тами, но и с углеродом, без чего графит получается пластинчатым.

Растворимость остаточного магния в металлической основе чугуна
и диффузия его через эту основу были установлены экспериментально
автором совместно с В. Д. Яхниной.

В целях лучшего усвоения магния была выплавлена сталь с повы-
шенным содержанием кремния (5%), содержащая для исключения
•образования графита или карбидов малое количество углерода
(0,08%). Половина плавки модифицировалась металлическим магнием
до содержания остаточного магния 0,057%, а вторая половина раз-
ливалась без модифицирования, таким образом достигалась полная
идентичность исходного состава сплава.

Микроанализ литых образцов показал наличие ликвационных
включений интерметаллидов. При определении микротвердости литых
образцов (по МПТ-3) была обнаружена большая неоднородность
как феррита, так и ферросилидов, что могло быть результатом ликва-
ции как кремния, так и магния. В целях устранения ликвации был
проведен отжиг разной длительности при 920°. Выравнивание струк-
туры и микротвердости магниевой стали шло медленно, но четырех-
часовой отжиг, обеспечил гомогенизацию обеих сталей.'

На фиг. 46 приведены результаты измерения микротвердости
этих сталей (/ — без магния и 2 — с магнием) при разных нагрузках.
При растворении в феррите 0,057% магния микротвердость его
существенно повышается.

Большой интерес представляло также изучение прокаливаемое™
магниевого чугуна. Известно, что магний увеличивает прокаливае-
мое™ чугуна [47], однако не было установлено, вызывается ли это
увеличение меньшей разветвленностью графита или же действием
растворенного магния.

Для исключения влияния шаровидного графита опыты были
проведены на стали. В связи с тем, что с увеличением содержания
кремния увеличивается также и прокаливаемость, необходимо было*
исключить и влияние кремния, приблизив содержание его в стали
к чугуну. В этих целях сталь жидкая с 0,77% углерода, 0,45% мар-
ганца и 1,9 % кремния, была разделена на две части, одна из которых
обрабатывалась магнием. Структура каждой части стали была
перлитная, остаточное содержание магния составило 0,035%. На
фиг. 47, А представлены дилатометрические кривые обеих сталей
(/ — без магния и 2 — с магнием) при скорости нагрева и охлажде-

ния 200° в час. Выявлен-
ные на кривых критиче-
ские точки а — а при на-
греве и б — б при охлаж-
дении, характеризующие

Фиг. 47. Дилатометрические кривые
стали.

Фиг. 46. Зависимость между
микротвердостью и нагрузкой
для ферритного кремнистого
чугуна.

температурные интервалы эвтектоидного превращения под влия-
нием остаточного магния, практически не меняют своего положения.

На фиг. 47, Б представлены дилатометрические кривые этих
же сталей, полученные в нестандартных условиях, а именно: нагрев
производился медленно со скоростью 200° в час, а охлаждение уско-
ренно на воздухе. Целью этих опытов было выяснение влияния
магния на местоположение критических точек при ускоренном охлаж-
дении.

Исследование показало, что в обеих сталях интервал эвтектоид-
ного превращения при нагреве практически одинаков, при охлажде-
нии совпадают только температуры начала эвтектоидного превраще-
ния, а температура конца превращения в магниевой стали снизилась
на 60°. Одновременно в магниевой стали наблюдается меньшее уве-
личение объема в интервале эвтектоидного превращения, что указы-
вает на неполное превращение аустенита в перлит.

При дальнейшем охлаждении в магниевой стали обнаружено
мартенситное превращение с температурой его начала около 200°.
Твердость образцов после охлаждения на воздухе составила 44—
45RC, структура состояла из мартенсита и троостосорбитных участ-
ков (фиг. 48). В безмагниевой стали без мартенситного превращения
твердость составляла 33RC, а структура сорбитообразный перлит
(фиг. 49).

Более исчерпывающим доказательством можно считать наши
опыты по азотированию магниевого чугуна. Их постановка основы-
валась на предположении, что в случае растворимости магния в метал-

Фиг. 48. Мартенсит и троостосорбит. Фиг. 49. Сорбитообразный перлит.

Х340. Х340.

лической основе микротвердость ее зерен, в результате взаимодей-
ствия с азотом, должна отличаться (вероятнее всего возрасти), так
как азот химически взаимодействует с магнием. Подобное явление
наблюдается при азотировании специальных сталей, легированных
алюминием, хромом. Проведенные опыты [43] полностью подтвердили
наличие растворимости магния в кристаллах матрицы: микротвер-
дость их возросла в 3—4 раза по сравнению с микротвердостью азо-
тированного безмагниевого чугуна (с 250 до 85027х).

Явление растворимости и диффузии магния в металлической
основе еще больше подтвердилось результатами гомогенизирующего
отжига магниевого чугуна, проведенного с целью устранения дендрит-
ной ликвации магния. До отжига микротвердость азотированного
магниевого чугуна находилась в пределах от 450 до 950//*, а после
отжига она стала равномерной и составила 850//*.

Попутно выяснилось, что азотирование магниевого чугуна можно
осуществить значительно быстрее, чем стали и чугунов типа нитрал-
лоев, что позволило разработать скоростной процесс азотирования
магниевого чугуна длительностью 3—5 час. вместо обычных 50—70
и установить отсутствие необходимости легирования чугуна хромом,
молибденом, алюминием, обязательным для нитраллоев.

Появление этих работ вызвало отклик у исследователей. Большой
интерес представляют работы [44, 45], в которых опыты проводились
с применением спектрального анализа, непосредственно со шлифов
изучаемого образца. Эти опыты подтвердили наличие растворимости
и диффузии магния через металлическую основу, а также неравномер-
ное распределение остаточного магния между графитом и ферритом.

Таким же подтверждением является и работа [46], в которой
исследовался обыкновенный серый чугун с пластинчатым графитом.
После длительной [45-часовой ] выдержки серого чугуна в жидком
магнии [сплав МА-2], под давлением при 1000°, пластинчатый графит
в поверхностной зоне глубиной 1,6 мм превратился в шаровидный.

Если магний изменяет характер металлической основы, то это*
дает основание утверждать, что высокая прочность магниевого чугуна
является результатом не только большой компактности графита,
но и в некоторой степени следствием изменения характера металли-
ческой основы. Изучение металлической основы — носителя прочно-
сти чугуна и среды, через которую диффундирует весь углерод, кри-
сталлизирующийся в графит, — представляет большой интерес.

6. ОБ УЗКОМ ЗВЕНЕ ПРОЦЕССА ГРАФИТИЗАЦИИ ЧУГУНА
И РОЛИ СОПРОТИВЛЕНИЯ СРЕДЫ

Графитизация чугуна, как известно, является диффузионным
процессом и протекает с увеличением объема. Графитизация начи-
нается с образования зародышей, после появления которых процесс
можно считать установившимся.

Следует различать установившуюся графитизацию, протекающую
при охлаждении от протекающей при постоянной температуре.
Рассмотрим случай охлаждения.

При охлаждении жидкого и твердого растворов графитизация
может происходить как вследствие пересыщения, так и вследствие
эвтектического и эвтектоидного превращений. В данном случае при
графитизации отмечаются прежде всего два звена процесса: диффузия
углерода и рост графита.

Фактические скорости обеих звеньев взаимозависимы, так как
количество продиффундировавших атомов углерода и количество
атомов углерода, за счет которых выросли графитные включения,
равны между собой. С увеличением скорости охлаждения увеличи-
вается пересыщенность раствора, что является фактором, ускоряю-
щим диффузию; в то же время понижение температуры является
фактором, снижающим скорость диффузии. Поскольку при охлажде-
нии из пересыщенного раствора атомы углерода движутся к графит-
ным центрам, крайне важно, чтобы было соответствие не только между
скоростью роста графита (Vp> г) и скоростью диффузии углерода
(Va. у), но и со скоростью охлаждения (V0XJ.
Предположим, что скорость диффузии велика и больше возможной
скорости роста графита, в то же время скорость охлаждения настолько
мала, что углерод успевает подойти к зародышам, — в этом случае
скорость роста графита лимитирует графитизацию, и условия образо-
вания графита можно написать так:

ф == р г < у> У охл

Графит должен также выделяться и тогда, когда скорость роста
больше скорости диффузии и больше скорости охлаждения. В этом
случае лимитирующим звеном будет являться скорость диффузии
углерода и условия образования графита можно написать так:

ф ~ ^д. у^^р.г^ Vохл

Выходит, что при охлаждении лимитирующим звеном процесса
может быть в зависимости от состава чугуна и других причин либо
скорость диффузии углерода, либо скорость роста графита. Однако
это все правильно до тех пор, пока скорость охлаждения не превосхо-
дит определенной величины. Если же скорость охлаждения слишком
велика, атомы углерода не успевают подойти к графитным зароды-
шам и вместо роста графита происходят самопроизвольные зарожде-
ния цементита и его рост. Дисперсность цементита будет тем больше,,
чем быстрее охлаждение.

Описанные выше условия графитизации при охлаждении
действительны, пока чугун полностью не затвердел. После затвер-
девания сплава графитизацию начинает тормозить также сопротив-
ление окружающей среды, которое тем выше, чем ниже темпера-
тура.

Рассмотрим графитизацию при постоянной температуре.

При постоянной температуре графитизация идет за счет распада
цементита. Удобным примером для рассмотрения может служить
установившаяся графитизация белого чугуна при температурах
выше эвтектоидного превращения. Структура в таких условиях
состоит из аустенита, цементита и графитных зародышей.

Растворение' цементита, диффузия углерода и рост графитных
включений происходят вследствие термодинамической неустойчивости
цементита и наличия градиента концентрации на межфазовых гра-
ницах А/Ц и А/Г в соответствии с диаграммой Fe — С (линии ЕС
и E'S').

Ниже эвтектоидного превращения механизм остается тот же,
но диффузия углерода идет не через аустенит, а через феррит.

Графитизация цементита сначала идет медленно, затем быстро-
и в конце опять медленно. Такой ход кривой характерен для диффу-
зионных процессов.

При графитизации белого чугуна можно отметить следующие
основные элементарные процессы: а) растворение карбидов
(р. к.); б) диффузия углерода (д. у.); в) рост графитовых включе-
ний (р. г.).
Скорости растворения карбидов и диффузии углерода в значи-
тельной степени определяются температурой и градиентом концен-
трации. В частности, коэффициент диффузии

D = Doe *т,

где £>0 — температурно независимый множитель в см2/сек',

Q — теплота диффузии (энергия активации) в кал/гр-атом;,

R — газовая постоянная (1,98);

Т — абсолютная температура.

Согласно М. Е. Блантеру для углерода
в у-железе

£>0 = 0,04 + 0,08С *;

Q = 31 400 + 800;

в а-железе

Do = 0,02;

Q = 2000.

Скорость роста графита в плотном чугуне определяется главным
образом способностью цементита распадаться и пластически раздви-
гать матрицу, поскольку образование графита связано с увеличением
объема.

Все звенья взаимозависимы, фактическая скорость (V^) графи-
тизации определяется так называемым «узким звеном», которому
свойственна в данных условиях минимальная скорость.

Это значит, что надо отличать Уф от собственных скоростей каж-
дого звена (Vp. к, V5. у, Vp> г), на которые они были бы способны,
если бы не лимитировались узким звеном.

Часто принималось, что скорость роста графита лимитируется
-скоростью диффузии углерода.

Указанное положение можно написать так:

Уф = Уд.у<(УР.к> Vpj.

К. П. Бунин и его сторонники [35] выдвинули положение, что
скорость графитизации определяется самодиффузией железа, ско-
рость и направление которой определяются при одинаковом составе
и температуре возникающим перепадом концентрации вакансий
в кристаллических решетках матрицы у поверхности чугуна и в его
внутренних слоях около графитных включений. При этом прини-
мается, что самодиффузия железа всегда является звеном процесса
и так как ее скорость (Vc ж) всегда меньше скоростей других
звеньев, она лимитирует графитизацию. Данное положение можно
написать так:

Уф = Ус.ж<(УР.к, vd.y, vpj.

Не отрицая факта самодиффузии и малой ее скорости, ряд иссле-
дователей все же не считает и ее ведущей. В частности, Н. Г. Гиршо-

* С — процент углерода в аустените.

64
вич путем расчета [35] подсчитал, что если бы это было так, то гра-
фитизация должна была бы длиться 40 тыс. час., что явно несуразно.

Однако в расчете принималось, что атомы железа проделывают
большой путь равный расстояниям между графитными зародышами
и поверхностью чугуна. Между тем, поскольку, по мнению сторон-
ников самодиффузии как лимитирующего звена наиболее длинный
путь проделывают не атомы железа, а вакансии, движение которых
носит эстафетный характер, это следовало бы учитывать при расчете.

В связи с тем, что М. А. Кришталу удалось установить некоторые
коэффициенты диффузий вакансий [48], автор применил другой
метод расчета.

При расчете глубины диффузии обычно широко пользуются функ-
цией Крампа [49], согласно которой

— = f (—-—
Со

где х — глубина слоя в слг,

1 D — коэффициент диффузии в смЧсек\

т — продолжительность в сек.;

---отношение концентрации в глубине к постоянной концентра-
ции на поверхности.

Приняв, что концентрация вакансии у поверхности, согласно [50],
С

составляет 1 % и что равна 0,0001, т. е., что перепад концентрации
наибольший, то при D|e = 1,8 -IO-8 получается, что для толщины
изделий в 2 мм расчетная продолжительность графитизации при
1000° С равна 5 час., но по мере увеличения толщины расчетная про-
должительность графитизации увеличивается по квадратичному
закону и достигает при толщине 40 мм величины в 2000 час. В дей-
ствительности же при данной температуре для указанных толщин
продолжительность графитизации находится в пределах 2—4 час.,
т. е. во много раз меньше расчетной величины. Если же принимать
за лимитирующее звено диффузию углерода, то, согласно [51, 52],
продолжительность графитизации в таких же условиях должна
составлять 0,012 часа. В данном случае практическая длительность

< отжига во много раз больше расчетной.

Выходит, что в ряде случаев ни диффузия, ни самодиффузия
не являются лимитирующими факторами процесса графитизации.

Весьма интересным доводом против лимитирующей роли само-
диффузии могут служить опыты с графитизацией белого чу-
гуна [53, 224]. При графитизации колец наружные и внутренние диа-
\ метры увеличиваются. Если бы графитизация зависела от вакансий,
Поступающих извне, то внутренний диаметр должен был бы умень-
шиться.

. Если считать, что графит должен выделяться только в готовые
вакансии или поры, то это означало бы, что углерод химически не
связан с атомами железа и играет пассивную роль, а движущей
силой графитизации являются готовые поры и тепловое движение,

5 Ланда 26 65
вызывающее самодиффузию. В действительности же движущей силой
графитизации являются разность свободных энергий цементита
и графита и стремление системы к минимуму свободной энергии. Это
значит, что атомы углерода вовсе «не ждут» пассивно, пока для них
освободится пространство, чтобы его занять; когда нет готового
пространства, происходит активная раздвижка матрицы и переме-
щение атомов углерода под влиянием растущих кристаллов графита.

Выходит, что в подобных условиях самодиффузия вообще не может
считаться обязательным звеном процесса, поскольку она не оказы-
вает решающего влияния на продолжительность графитизации.
Нельзя также подходить к вопросу, что узким звеном может быть
только диффузия углерода. Можно себе представить в качестве
лимитирующего фактора так же растворение карбидов (при леги-
ровании специальными примесями) или рост графита. Независимо
от того, какому из этих звеньев свойственна минимальная скорость,
последняя может лимитировать процесс только тогда, когда имеются
готовые, достаточных размеров поры или же когда металлическая
основа раздвигается со скоростью, соответствующей скорости лимити-
рующего звена. Если же металлическая основа оказывает большое
сопротивление графитизации, то ни одно звено процесса не может
«навязывать» свою скорость остальным звеньям — их скорости
графитизации определяются степенью пластической податливости
металлической основы под влиянием растущих кристаллов графита
и. появление различных видов дислокаций. В этом случае можно
считать, что < (Vp# к, Va> у, Vp# г) и вопрос об узком звене по
отношению к указанным факторам* теряет свой смысл.

Процесс раздвигания матрицы в некоторой степени подобен явле-
нию ползучести металла в нагретом состоянии под влиянием
нагрузки. Автор считает, что именно этот фактор является наиболее
распространенным при отжиге белого чугуна на ковкий.

Если это так, то диффузия углерода не только всегда должна
являться узким звеном, а наоборот, в некоторых случаях она может
оказаться «широким» звеном. И действительно, она иногда оказы-
вается настолько «широким» звеном, что в ряде случаев происходит
коагуляция и сфероидизация цементита, а не- его графитизация.

Именно тогда, когда расчетные продолжительности графитизации
оказываются значительно меньше действительных, а сами расчеты
правильны, можно сказать, что диффузия не лимитирует процесса.

Автор придерживается положения, что важнейшими факторами
графитизации являются сопротивление деформации окружающей
среды и способность металлической основы пластически деформи-
роваться и расширяться под влиянием растущих кристаллов
графита.

На эти факторы в свое время еще указывал М. Г. Окнов. Он
писал [12]: «Условия распада при 1141° в жидком состоянии и при
1140° в твердом состоянии никак нельзя признать идентичными,
а следовательно, и время, необходимое для этого распада, доджно
быть различное. И даже заранее можно предвидеть, что распад,Ее3С
в твердом состоянии будет идти гораздо медленнее, чем в жидком.
Действительно, так как распад сопровождается значительным уве-
личением объема, то в твердой среде этот распад будет встречать зна-
чительные препятствия вследствие малой подвижности среды; этих
препятствий, наоборот, не будет в жидкой и легко подвижной среде».

Активная роль углерода и возникновение сил, способных раз-?
двигать матрицу, а также тормозящая роль матрицы при графитиза?
ции могут быть иллюстрированы следующими примерами: i

а) при заливке чугуна в металлические формы и образовании
отбеленного слоя в нем возникают трещины, если толщина этого
слоя недостаточна, чтобы выдержать растягивающие напряжения,
которые возникают при графитизации внутренних слоев отливки
(например, при отливке валков);

б) при нормализации с высоких температур предельно насыщен-
ного аустенита образуется смесь феррита с цементитом, сопровожу
дающаяся увеличением объема. Столь быстрое превращение не может
определяться скоростью самодиффузии за счет движения вакансий;

в) при длительных выдержках при относительно низких темпе-
ратурах (500—600°) полностью затормаживается графитизация вслед-1
ствие малой податливости матрицы, хотя при этих температурах
с наибольшей скоростью происходит превращение переохлажденного
аустенита в ферритно-цементитную смесь с увеличением объема.

При этих же температурах происходит и сфероидизация цементита?

Примером раздвижки матрицы при процессах, протекающий
с увеличением объема, может служить также мартенситное превра-^
щение. .Мартенситное превращение происходит быстро при охлажде-
нии. Образуемые мартенситные иглы раздвигают аустенитную матри-
цу и при этом возникают внутренние напряжения, которые потом
снимаются отпуском.

Поскольку .графитизация происходит при повышенных темпера-
турах и относительно медленно, можно полагать, что здесь успевает
прдисходить значительная релаксация напряжений, а потому их
трудно обнаружить.

Однако возникновение напряжений в процессе графитизации
неизбежно, а поэтому неизбежно и влияние этих напряжений на ход
процесса.

В свете сказанного становится понятным, почему расчетным
путем нельзя пока еще получить надежные данные* тем более, если
они сводятся к определению лимитирующей роли только двух факто-
ров (диффузия или само диффузия).

В связи с возникшей дискуссией об узком звене процесса графи-
тизации автором были проведены некоторые новые эксперименты.

Рассмотрим, как должна при экспериментировании проявляться
графитизация, если бы лимитирующим звеном была бы самодиффузия
атомов железа или диффузия атомов углерода.

В случае правильности первого направления можно было бы
ожидать, что графитизация белого чугуна должна происходить
с поверхности вглубь и ее длительность должна определяться тол-
щиной отливки и быть пропорциональной квадрату этой толщины
изделия. Исчезновение графита при обезуглероживании графита?
зированного чугуна , должно происходить с поверхности вглубь
и длиться столько.же времени,, сколько длилась графитизация этого
же* : чугуна.

.. /Если- правильно второе направление, то продолжительность гра-
фитизации белого чугуна не должна зависеть от толщины отливки,
а определяться расстоянием между кристаллами цементита и графита,
перепадом • концентрации • и коэффициентом . диффузии углерода.

г. '.‘Если же исходить из комплексных взглядов, учитывающих также
роль: сопротивления среды, степень податливости матрицы, характер-
ныеюсобенности карбидов при их растворении и кристаллизующегося
графита, то все экспериментальные результаты более широкого поряд-
ка могут найти теоретическое объяснение.

Автором совместно с В. Д. Яхниной были отлиты круглые стержни
из белого, чугуна состава (в %): 2,68С; 0,96Si, 0,46Мп; 0,045Сг;
0,018’Ti. Чугун модифицировался А1 —0,012%.

Стержни разрезались резцами из твердых сплавов на образцы
толщиной 1,5, 5 и 10 мм. Такой метод изготовления образцов был
Принят, для обеспечения одинаковой структуры и исключения влия-
ния различной ее дисперсности, получаемой при отливке образцов
разной толщины.

.Образцы графитизировали при 950° в светильном газе и через
определенные промежутки времени вынимали из печи и исследовали.
Отжиг в светильном газе производился с целью исключить влияние
окисления. Затем полностью отграфитизированные образцы были
подвергнуты деграфитизации при 950° в водороде. Образцы также
вынимали через определенные промежутки времени и исследо-
вали/ \

Анализ полученных результатов показывает, что графитизация
происходит одновременно по всему изделию независимо от толщины
образца, что противоречит первому направлению. При одинаковой
структуре и химическом составе, чем толще образец, тем медленнее
происходит графитизация, особенно вдали от края, —это противо-
речит второму направлению.

противоположность первому направлению исчезнование гра-
фитных включений при обезуглероживании идет значительно медлен-
нее, чем их образование при графитизации. Кроме того, некоторые
графитные, включения ,у поверхности рассасываются позже, чем
расположенные глубже.

Все приведенные данные дают основание считать, что когда в ме-
таллической основе имеются готовые поры достаточных размеров
.(газовые; раковинки, усадочные раковинки и т. д.) или эта основа
легко пластически раздвигается, то в зависимости от состава чугуна,
способа его изготовления и условий графитизации, лимитирующим
фактором может быть либо растворение карбидов, либо диффузия
углерода, либо рост графита. При плотной и прочной металлической
основе скорость графитизации меньше Vp Va< у, Vp г и лимити-
руется степенью податливости металлической основы при пластиче-
ской раздвижке. В разные периоды графитизации состояние метал-
лической основы может изменяться. В этих случаях соответственно
должны меняться и факторы, лимитирующие графитизациютЩ] дрол
цессе отжига одной и той же отливки. ; — о; 'q

На фиг. 50 представлена схема, определяющая лимитируйШие
факторы в зависимости от состояния металлической,юснову., .

Само собой разумеется, что самодиффузия атомов железа о назы-
вает влияние, особенно в периферийных слоях. Она'происходит
также потому, что имеется перепад концентрации атомов ^железа
на межфазовых разделах А/Ц и А/Г, поскольку на первом разделе
фаз эта концентрация меньше, чем на втором,- и направлена навстречу

Фиг. 50. Лимитирующий фактор графитизации в зависимости от состояния
металлической основы. - • *

диффузионному потоку атомов углерода; подобное явление имеет
место, например при сфероидизации цементита. При графитизации
же, когда она связана с весьма быстрым увеличением объема, неизбеж-
ны раздвигание атомов матрицы и появление различных дислокаций.

Ранее, говоря об условиях образования различных форм графита;
автор отводил большую роль состоянию поверхностной .энергии
и поверхностного натяжения в межфазовых границах. Разветвленные
и вытянутые формы графита, получаемые в сером чугуне и при
аналогичных температурах отжига белого чугуна, . объяснялись
пониженным межфазовым натяжением, вследствие высоких тем*
ператур, а округленные формы графита, объяснялись понижением
межфазового натяжения для ковкого чугуна за счет снижений
температуры отжига, а для высокопрочного* чугуна —за'счет раство-
рения остаточного магния в графите и частично в металлической
основе. ।

Между тем, нельзя не считаться и с ролью лимитирующего звена
процесса. По-видимому, кроме скорости графитизации, оно.тоже
существенно влияет на формообразование графита. Некоторые иссле-*
дователи придают этому звену даже главную роль; Однако им .при*
V

) и г- < 1,0 графит
V д. у

ходится иногда прибегать к дополнительным построениям, которые
порою носят возможно искусственный характер.

Согласно Н. Г. Гиршовичу [54], при свободном росте кристаллов
графита, при котором атомы углерода поступают с большой скоро-
стью, лимитирующим звеном является линейная скорость роста гра-
ней. В этом случае кристаллы графита получаются правильной
огранки (идиоморфны), поскольку ему свойственен изотропный рост
V'
граней. Пластинчатой форме графита соответствует условие vp’g

V д. у

> 1,0, где Vp г —скорость максимально растущей грани. В случае
замедления скорости диффузии углерода (Va v) до меньшей скорости

минимально растущей грани графита (V" г
поручается шаровидной формы.

Если процесс лимитируется и притоком атомов углеродами ростом
граней, форма графита получается промежуточной.

В связи с тем, что скорость диффузии увеличивается с темпера-
турой и условия становятся благоприятными для пластинчатого
графита, Н. Г. Гиршович прибегает к помощи адсорбционных пленок,
якобы создаваемых магнием, и тем самым объясняет причину обра-
зования шаровидного графита. В противоположность Н. Г. Гиршови-
чу, К. П; Бунин считает, что форму графита лимитирует скорость
самодиффузии атомов железа. В данном случае образование шаровид-
ного графита объясняется якобы заполнением стыков кристаллов
графита магнием и торможением наиболее быстропротекающей погра-
ничной самодиффузии.

. В отличие от предыдущих исследователей, Д. П. Иванов считает,
что естественная форма графита не вытянутая, а округлая й получе-
ние ее требует не замедления диффузии, а ускорения.

7. НЕКОТОРЫЕ ОСОБЕННОСТИ ВТОРИЧНОЙ ГРАФИТИЗАЦИИ

Под первичной графитизацией понимается образование графита
в расплаве в отличие от вторичной графитизации, где имеется в виду
образование графита в твердом чугуне.

с Применяя эти определения к различным видам чугуна, необходимо
отметить, что первая стадия графитизации у высокопрочного чугуна
с шаровидным графитом и у серого чугуна относится, главным
образом, к первичной графитизации. Первая же стадия графити-
зации ковкого чугуна является вторичной графитизацией и мы ее
уже рассмотрели.

Ранее мы говорили о положительной роли высокой температуры.
? Однако, поскольку слишком повышать температуру нельзя из-за
опасности получения неблагоприятных (пластинчатых) форм гра-
фита, желательно в тех случаях, где это возможно, быстро нагревать
изделия до очень высоких температур, дать краткую выдержку для
образования графитных центров, затем снижать температуру и выдер-
живать чугун в целях роста центров.
Слишком снижать температуру не следует во избежание торможе-
ния диффузии атомов углерода из‘цементита.

Высокая температура имеет положительное значение не только
для образования графитных центров и их роста, но и своим поло-
жительным влиянием на состояние матрицы, которая становится
более пластичной и менее прочной, вследствие чего менее сопротив-
ляющейся увеличению объема при гра-
фитизации.

С повышением температуры количе-
ство растворенного цементита увеличи-
вается, а количество свободного цемен-
тита уменьшается. Поэтому должно
уменьшиться и время на его разло-
жение.

Ускорение графитизации белого
чугуна может быть достигнуто и дру-
гими мероприятиями (регулированием
химического состава, модифицирова-
нием и др.), которые мы рассмотрим
при изучении процессов отжига ков-
кого чугуна.

Промежуточная и вторая стадии гра-
фитизации у всех видов чугуна (серого,
высокопрочного и ковкого) принци-
пиально ничем не отличаются —они
относятся к вторичной графитизации.
При этих стадиях происходит не созда-
ние новых центров, а рост тех графит-
ных включений, которые образовались
в процессе первой стадии графитизации.

Промежуточную стадию во всех чу-
гунах чаще всего желательно проводить
таким образом, чтобы графит выделялся
по мере охлаждения без предваритель-
ного образования цементита.

Вторая стадия графитизации в сером
чугуне обычно нежелательна во избежа-
ние образования феррита, снижающего

механические свойства чугуна. При производстве высокопрочного
чугуна с шаровидным графитом частичная или полная графитизация
Допускается в зависимости от требуемой пластичности. При произ-
водстве ферритного ковкого чугуна полное проведение всех стадий
графитизации является обязательным и это всегда осуществляется
в специальных отжигательных печах.

Во время эвтектоидного распадения,аустенита графитный эвтек-
тоид не образуется —либо образуется перлит, либо происхо-
дят рост уже существующих графитных включений и обволакива-
ние их ферритными оторочками. Аустенит при этом распадается
бесконтактно по отношению к графитным включениям и соприка-

Фиг. 51. Схема превращения
аустенита в чугуне при прохож-
дении эвтектоидного интервала
с разной скоростью;

I — структура до превращения;
II — структура в процессе медлен-
ного превращения; углерод отжига
диффундирует к графиту через фер-
рит; ///—структура после ускорен-
ного охлаждения от состояния,
представленного для случая //;
IV — структура после медленного
прохождения интервала эвтектоид-
ного превращения (графитизация
прошла полностью). Условные обоз-
начения: Д — аустенит; /7 — пер-
лит; Ф — феррит; Г — графит.
сается только с образующимся ферритом; атомы углерода к графиту
диффундируют через феррит. Согласно [211 ], образование графитного
эвтектоида возможно при определенной аустенизации чугуна и после-
дующем весьма медленном охлаждением в интервале 760—700°.

Если весь аустенит не успевает распасться, то оставшаяся часть
превращается в перлит. На фиг. 51 показана схема такого превраще-
ния.

Из сказанного следует, что в твердом чугуне непосредственная
кристаллизация графита из аустенита возможна только на готовые
графитные включения независимо от того ведут ли они свое начало
от жидкого расплава или образуются при распаде цементита.

При длительной выдержке при соответствующих температурах
(вследствие разности свободных энергий на различных гранях цемен-
тита) в некоторых случаях может происходить не графитизация
цементита, а его сфероидизация.
ГЛАВА IV

ОСНОВНЫЕ ФАКТОРЫ, ВЛИЯЮЩИЕ НА СТРУКТУРУ
И СВОЙСТВА ЧУГУНА

1. ВЛИЯНИЕ ПЕРЕГРЕВА И НАЗНАЧЕНИЕ МОДИФИЦИРОВАНИЯ

Под перегревом понимается разность между наблюдаемой темпе-
ратурой жидкого чугуна и температурой его расплавления. Чем
больше перегрев, тем больше растворяется остатков графита и других
включений, жидкий чугун становится более однородным и менее
«замутненным».

Перегрев жидкого чугуна сообщает ему большую устойчивость,
т. е. он затвердевает с большим переохлаждением. Действие перегрева
на структуру чугуна в известной степени идентично с увеличением
скорости охлаждения — чем больше чугун перегрет и залит в пере-
гретом виде, тем больше измельчаются колонии графитной эвтекти-
ки [95], что очень важно для повышения прочности отливок.

При повышении перегрева чугун легче раскислять, хотя газо-
насыщенность при этом более значительная; одновременно устра-
няется плохая «наследственность», свойственная «мягким» шихтовым
доменным чугунам (№ 00, № 0), содержащим много графитной
спели [105].

Примером значительной роли перегрева чугуна может служить
применение его для чугунных отливок из серого чугуна, подвергаю-
щихся эмалированию. Несмотря на то, что отливки перед эмалирова-
нием подвергаются длительному отжигу (25 час.) в окислительной
атмосфере (с целью подготовки поверхности), при котором графит-
наружных слоев выгорает, результаты эмалирования получаются
плохие, если графит в отливках имеет крупные гнезда, которые
выгорают не полностью. По этой причине неудовлетворительные
результаты эмалирования дает ковкий чугун или высокопрочный
чугун, поскольку в них содержатся крупные включения графита,,
а также чугуны, содержащие структурно свободный цементит, раз-
лагающийся во время эмалирования, ведущегося обычно при тем-
пературах порядка 900°. Неудовлетворительные результаты дает
также применение в шихту «мягких» штыковых чугунов. Однако
в этом случае перегрев является радикальным средством для полу-
чения хороших результатов [111].
Перегретый чугун дает больше перлита в структуре и большую
•однородность при переменных сечениях отливок, особенно после
модифицирования.

Чем больше перегрет чугун и залит более горячим, тем он полу-
чается при правильном питании и медленном охлаждении более
плотным, так как концентрированная усадка легче переходит в при-
быль, особенно когда чугун является малоуглеродистым.

Чем выше температура, тем больше жидкотекучесть чугуна, что
также имеет важное значение для получения здоровых отливок.
.По данным [106 ], чем выше температура заливки чугуна и чем меньше
влажность формовочных смесей, тем меньше газовых раковин
в отливках.

Перегрев жидкого чугуна приводит к большей склонности к гра-
фитизации белого чугуна при отжиге его на ковкий, поскольку кри-
сталлы цементита оказываются более мелкими.

Согласно [64], действие перегрева обратимо —при некотором
охлаждении перегретого жидкого чугуна и его выдержки, «замут-
ненность» увеличивается, склонность металла к переохлаждению
уменьшается и полезный эффект перегрева снижается.

Во время Великой Отечественной войны 1941—1945 гг. произ-
водилось огромное количество литых корпусов снарядов из стали-
•стого чугуна. Большой опыт Великой Отечественной войны показал,
что решающим фактором получения здоровых отливок всегда был
перегрев чугуна и заливка при высокой температуре [24]. Недо-
статочный перегрев ваграночного чугуна [ниже 1400—1420°] и залив-
ка ниже 1330°, при соблюдении всех других технологических показа-
телей, всегда приводили к массовому браку по газовым и усадочным
раковинам. Стоило только добиться требуемого повышения темпе-
ратуры, как сейчас же отливки получались плотными и каче-
ственными, а все усадочные раковины концентрировались в при-
были [24].

Высокая температура жидкого ваграночного чугуна во время
Отечественной войны достигалась за счет следующих показателей:

1) добавка стали в шихту (см. гл. V);

2) высокая холостая колоша — 1000 — 1200 мм;

3) отношение суммарной площади сечения фурм к сечению ваг-,
ранки не менее 1 : 5;

4) повышенный расход кокса —около 15%;

5) обилие дутья —расход воздуха до 120—140 м3 в минуту на
1 м2 сечения вагранки в свету. •

В настоящее время высокая температура достигается при мень-
шем расходе топлива за счет следующих факторов [104]:

а) применение вагранок с трехрядными фурмами, где расши-
ряется зона плавления и получается лучший эффект сгорания;

б) обогащенное дутье кислородом [97];

в) применение плотного кокса с малой реакционной способностью;
г) нагрев дутья до 500—600°;

д). введение воздуха [146] или кислорода в копильник вагранки
для получения экзотермических реакций [98].
На фиг. 52 показана схематическая диаграмма изотермического

грамма изотермического превра-
щения переохлажденного чугуна
эвтектического состава [70].
Линии:

БДЛФ — начало кристаллизации
графита; ОДЗ — начало кристал-
лизации аустенита; НЛИ — на-
чало кристаллизации цементита;
РНФК — конец эвтектического
распада.

превращения переохлажденного жидкого чугуна эвтектического
состава [70]. Из этой фигуры видно, что чем больше чугун переох-
лажден, тем больше вероятность получения его отбеленным. Это тем
более вероятно, чем тоньше стенки отливки. Перегрев жидкого мало-
кремнистого чугуна, приводящий к измельчению цементита в белом
^чугуне, ускоряет графитизацию при отжиге на ковкий чугун. При
производстве же серого чугуна отбеливание является нежелательным
явлением. Нежелательно так же излиш-
нее измельчение графита, принимаю-
щего точечный характер. Последнее
получается вследствие переохлаждения
при сильном перегреве малоуглероди-
стого чугуна. Однако указанные недо-
статки легко устраняются модифициро-
ванием, сохраняя при этом все достоин-
ства перегрева.

Обычно принято считать, что модифи-
цирование металлов и сплавов это при-
садка в жидкий металл (перед его раз-
ливкой в формы) малых доз специальных
веществ (модификаторов), значительно

измельчающих первоначальную струк-
туру. По механизму действия разли-
чают следующие типы модификаторов:

1. Модификатор адсорбируется на
гранях зарождающихся кристаллов
и понижает скорость их роста, вслед-
ствие чего структура получается мелко-
зернистой.

2. Модификатор образует в расплаве высокодисперсную (воз-
можно коллоидно-дисперсную) взвесь, которая по своему строению

относительно изоморфна с кристаллами из расплава и служит цен-
трами кристаллизации. Такие модификаторы устраняют переохлаж-

дение и могут также измельчать структуру.

Хотя измельчение структуры является важным фактором улучше-
ния свойств сплавов, однако задачи модифицирования чугуна зна-
чительно отличаются от задач модифицирования других сплавов
и измельчение структуры здесь не является главным, особенно для
серого чугуна, поскольку излишнее измельчение_и получение меж-
дендритно-точечного графита нежелательно, так как это вредно отра-
жается на механических свойствах чугуна. '

По этой причине одной из задач модифицирования серого чугуна
является предупреждение образования междендритного сетчатоточеч-
ного графита.

В связи со сказанным встречающееся в литературе указание,
что главная задача модифицирования чугуна —это получение
мелкозернистой структуры — нельзя считать правильным. Основной
задачей модифицирования при производстве серого чугуна является
получение в отливках с различной толщиной стенок однородной
перлитной основы, пронизанной пластинчатым графитом средней
величины (междендр итно-дисперсный графит не допускается). Основ-
ной задачей модифицирования при производстве высокопрочного
чугуна является получение в литой структуре графита шаровидной
формы. Основной задачей модифицирования при производстве
ковкого чугуна является ускорение отжига белого чугуна.

Поскольку модифицирование чугуна имеет неодинаковое назна-
чение и разные механизмы, эти вопросы будут рассматриваться под-
робнее в соответствующих разделах.

2. ВЛИЯНИЕ ЭЛЕМЕНТОВ И ТОЛЩИНЫ СТЕНОК (СКОРОСТЬ
ОХЛАЖДЕНИЯ) НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ЧУГУННЫХ ОТЛИВОК

а) Общие закономерности

На структурообразование чугуна основное влияние оказывают
скорость охлаждения и химический состав.

В производственных условиях скорость охлаждения отливок
пока не поддается большому регулированию. Относительно легче
установить зависимость между скоростью охлаждения и структурой
чугуна для разных толщин отливок. Однако это не может служить спо-
собом регулирования структурообразования, поскольку конкретные
отливки с их толщинами стенок задаются заранее.

К специфическим особенностям графитизированного чугуна,
получаемого в литом состоянии, относится также то, что с увеличением
толщины стенок значительно больше снижается прочность, чем
у стали. Объясняется это тем, что с увеличением толщины не только
получается более крупнозернистая структура, но и что замедленная
скорость охлаждения вызывает большую степень графитизации. Это
значит, что отливка может оказаться с значительным различием
свойств в тонких и толстых сечениях.

Наиболее реальным фактором регулирования структурообразо-
вания является установление правильного химического состава
с учетом в каждом отдельном случае толщины стенок отливки.

Обычно содержание элементов выражается в весовых процентах.
Однако более правильное представление о влиянии эдементов полу-
чается при учете атомных процентов. В этом случае надо делить
весовые проценты на атомные веса и сделать соответствующий пере-
расчет. Например, у сплава с 2% углерода (атомный вес углерода 12)
и 98% железа (атомный вес железа 56) получается 8,7% атомных
процентов углерода

2 л 98 . 0,166 0 70/

7^= 0,166; ^—=1,74; -А •100 = 8,7%.

12 ’56 * 0,166 4- 1,74 ’

Элементы, растворяясь в металлической основе, ее легируют,
они могут также задерживать или ускорять графитизацию и тем самым
значительно изменять структуру чугуна. Существенное влияние
могут оказывать элементы при взаимодействии между собой и соз-
76
Дании самостоятельных фаз, в том числе и включений, могущих
служить центрами графитизации, и т. п.

На фиг. 53 и 54 показано влияние легирующих элементов на аь
и твердость феррита, а на фиг. 55 — влияние легирующих примесей

на свойства серого чугуна состава
в %: 3,24Соб; l,88Si; 0,7Мп;

<0,17Р; 0,09S.

Если сопоставить влияние одних
и тех же элементов на феррит и на
чугун, то результаты не совпадают.
Наглядным примером могут служить
кремний и марганец. Оба эти эле-
мента, растворяясь и легируя метал-
лическую основу, повышают ее
прочность. Однако, поскольку крем-
ний является графитизирующим эле-
ментом, его влияние сказывается
на увеличении количества графита

Фиг. 53. Влияние легирующих эле-
ментов на феррита [56].

•Фиг. 54. Влияние легирующих примесей на
твердость феррита [57].

Фиг. 55. Влияние легирующих при-
месей на свойства серого чугуна
[65].

и уменьшении количества перлита, что приводит к снижению
прочности чугуна.

Ниже приводится влияние кремния [11]:

Химический состав в % В кГ[мм?
Si Соб сгр Ссв
1,26 2,62 1,25 1,37 27,0
2,25 2,56 1,45 1,11 23,4
2,82 2,63 1,59 1,04 20,4
3,23 2,63 2,36 0,27 17,9
1,22 3,22 1,72 1,50 23,5
1,78 3,23 1,9 1,24 20,3
2,25 3,20 2,8 0,40 14,1
В отличие от кремния марганец не только повышает прочность
феррита, но и увеличивает количество связанного углерода (фиг. 56),
поэтому его влияние в количествах до определенного предела (1,0—
1,4%) сказывается положительно, поскольку это приводит к увели-
чению количества перлита. При дальнейшем повышении марганца,
вызывающем появление структурно свободного цементита, прочность

чугуна падает.

Из сказанного следует, что влияние элементов надо знать не*
вообще, а на каждый фактор структурообразования в отдельности,
поскольку окончательный эффект графитизации представляет собой
результат действия многих факторов, по-разному влияющих на раз-

Фиг. 56. Влияние марганца на
механические свойства серого чу-
гуна (Вюст и Мейснер).

личные звенья процесса. Связывание
же влияний элементов с каким-либо
формальным признаком или каким-
либо одним свойством не объясняет
сути явлений.

Элементы по взаимодействию
с углеродом большей частью делят
на графитизирующие, карбидообра-
зующие и нейтральные. Такое деле-
ние, как мы увидим ниже, является
недостаточным.

Раньше считалось, что царбидо-
образующие элементы отбеливают
чугун. Однако такой признак ока-

зался неудовлетворительным, так
как многие элементы способны образовывать карбиды, несмотря на
то, что они графитизируют чугун. Имеются и такие элементы, которые
в зависимости от концентрации действуют и отбеливающе и графити-
зирующе. Некоторые исследователи пытались найти зависимость
между положением элементов в периодической системе Д. И. Мен-
делеева и их графитизирующим влиянием. Однако эти попытки
не внесли ясности в разбираемый вопрос.

Автор в свое время [24] показал, что графитизирующее влияние
элементов в значительной степени определяется их электронным
строением и теми сочетаниями связей, которые возникают у элементов
с углеродом и железом. Развивая эту идею, Н. Г. Гиршович [191
показал, что графитизирующая способность элементов является
периодической функцией их атомного номера.

А. П. Гуляев [55], исследуя карбидную фазу в сталях, установил

также зависимость между электронным строением элементов и харак-
тером образуемых карбидов.

А. А. Жуков в своей диссертации, пытаясь увязать влияние
элементов на графитизацию с йх влиянием на термодинамическую1

активность растворенного углерода, указал на наличие периоди-
ческой функции последней от атомного номера элементов.

Изучением влияния элементов на графитизацию занимаются много
исследователей. Однако вопрос еще и сейчас не совсем ясен и требует
дальнейшего рассмотрения.
Исследование влияния любого фактора следует проводить раз-
дельно, деля его по меньшей мере на

а) состояние связей между железом и углеродом и

б) условия диффузии углерода и перемещения атомов железа.

Можно полагать, что при ускорении графитизации происходит
ослабление связей, ускорение диффузии и перемещение атомов же-
леза. Торможение графитизации может происходить как в случае
усиления энергии связи между железом и углеродом, так и в случае
затруднения условий диффузии углерода и перемещения атомов;
железа.

В первом приближении можно себе представить следующие
сочетания связей, приводящих к образованию твердых растворов или
химических соединений при введении различных элементов в чугун::

1) элементы создают связи только с железом;

2) элементы создают связи одновременно с железом и углеродом;

3) элементы создают связи только с углеродом.

Рассмотрим эти основные сочетания.

Если вводимые элементы способны создавать связи только с же-
лезом, то при медленном охлаждении выделяется графит, а сам эле-
мент оказывается растворенным в железе (аустените или феррите)..
Если же при быстром охлаждении выделился цементит, то графити-
зирующий элемент частично окажется растворенным и в цементите..
Последний мало прочен и легче распадается.

Если вводимые элементы одновременно создают связи как с угле-
родом, так и с железом, то из жидкого и твердого растворов может*
выделяться сложный карбид, стойкость которого различна: если?
элемент тяготеет к железу, карбид мало устойчив и образуется при:
быстром охлаждении, если тяготеет к углероду, он более устойчив..

Если элементы создают связи только с углеродом, образуя спе-
циальные карбиды, то последние действуют по-разному. В частности,
если количество данного элемента недостаточно, он связывает незна-
чительное количество углерода и образуемые специальные карбиды
могут играть роль центров кристаллизации (модификаторов), способ-
ствующих графитизации. Если количество вводимого элемента»
образующегб специальные карбиды, достаточно велико, то он
связывает большое количество углерода, вызывая отбеливание.

Возможны и дополнительные сочетания. В частности, вводимый
элемент сначала взаимодействует с одним компонентом, а потом (если
его окажется достаточно) с другим или элемент модифицирует чугун
путем его дегазации и образования центров графитизации.

Зависимость между электронным строением элементов и харак-
> тером возникающих связей становится понятной только при рассмо-
трении электронного строения каждого элемента в отдельности.

Как известно, периодичность свойств элементов (закон Д. И. Мен-
делеева) определяется степенью заполнения уровней новых оболочек»
образуемых по мере увеличения количества электронов.

Химические свойства элементов определяются количеством элек-
тронов, имеющихся в незаполненных оболочках. Наибольшее зна-
чение имеет внешняя и ближайшая к ней оболочки. Характер связей»
возникающих между атомами, зависит от характера строения этих
оболочек.

Можно предполагать, что влияние элементов на графитизацию
должно определяться количеством электронов на наружной оболочке
и наличием вакантных состояний, имеющихся в d- или /-уровнях.

На фиг. 57 представлена таблица-схема, показывающая зави-
симость между электронным строением элементов и их графитизирую-
щим влиянием. В этой таблице указаны те элементы, влияние которых
на графитизацию установлено достаточно надежно.

Ослабляющие Усилийиюицие Образумите

связи железа связи железа el б чугу не специальные
с у еле родом с углеродом карбиды

Фиг. 57. Строение элементов и их влияние на связи углерода с желе-
зом (А. Ланда).

Таблица состоит из двух частей: левой, в которой помещены
элементы с полностью заполненными внутренними оболочками,
и правой, содержащей элементы переходных групп с недостроенными
d- или /-уровнями.

В левой части элементы расположены по числу электронов, нахо-
дящихся на наружной оболочке, и количеству электронных оболочек,
имеющихся в атоме.

В правой части элементы расположены по числу электронов,
которых не хватает в d- или /-уровнях, и по числу электронных обо-
лочек, имеющихся в атоме.

Из таблицы видно следующее:

1. Все элементы, у которых заполнены внутренние электронные
оболочки и у которых число внешних электронов не превосходит
четырех (Li, Be, Na, Al, Si, Mg, K, Ca, Zn, Ag, Cd, Си) способствуют
графитизации.

Учитывая, что в d-уровнях железа не хватает четырех электронов,
можно предполагать, что внешние электроны перечисленных элемен-
тов идут на достройку электронных оболочек атома железа, а образо-
вание связей с одним только железом приводит к выходу атомов
углерода из раствора, т. е. к графитизации. Этому содействует также
80
и значительная разность атомных диаметров с железом, вызывающая
напряжение решетки раствора.

Если, вследствие быстрого охлаждения, произошло выделение
цементита, то часть графитизирующего элемента будет находиться
в цементите; такой цементит оказывается менее прочным. Таким
примером может служить кремний.

Следует отметить, что некоторые из перечисленных элементов
способны образовывать связи с углеродом (карбидообразующие),
однако в присутствии железа это свойство не проявляется, например
карбид кремния.

Среди приведенных элементов имеются и такие (Li, Na, К), кото-
рые почти не растворяются в железе. В чугуне, по-видимому, эти
элементы растворяются в дефектных местах матрицы и на границах
зерен, что облегчает подвижность атомов и графитизацию.

2. Элементы с заполненными внутренними электронными оболоч-
ками, у которых количество внешних электронов не менее пяти
(N, О, S, Fe, Se, Sn и Bi), действуют на чугун отбеливающе,
тем в большей степени, чем больше внешних электронов. Можно
предполагать, что при наличии пяти наружных электронов часто
возникает только перлитная структура, а при шести образуется
эвтектика.

По-видимому, в данном случае внешних электронов достаточно
для одновременного взаимодействия как с атомами углерода, так
и с атомами железа. Такие элементы затрудняют выделение графита
из раствора и распадение цементита.

3. Элементы с недостроенной d- или f-оболочкой действуют, как
графитизаторы, когда в ней не хватает менее четырех электронов,
например Ni и Со. В таких случаях внешние электроны атома угле-
рода не могут переходить в d-уровень атомов никеля и кобальта
и поэтому карбиды этих элементов не образуются. Однако эти эле-
менты создают связи с железом, растворяясь в нем, и способствуют
выделению свободного углерода (графита). Только при высоком
содержании указанных элементов возможно образование неустой-
чивых карбидов.

4. Если на d-уровне не хватает более четырех электронов, такие
элементы либо действуют отбеливающе, либо создают специальные
карбиды.

а) Если не хватает только пяти электронов (Сг, Мо, Мп), то эти
элементы действуют отбеливающе. Происходит это потому, что у них
нет значительного преимущества перед железом. Внешние электроны
углерода достраивают оболочки атомов как этих элементов, так
и железа. При малых количествах этих элементов они растворяются
в железе и в цементите, а с увеличением их количества и превышения
предела растворимости в цементите образуются и специальные кар-
биды, в которых растворяется железо.

б) Если в d-уровне недостает более пяти электронов, такие эле-
менты имеют преимущество перед железом и электроны атомов угле-
рода достраивают их оболочки. В таких случаях либо образуются
растворимые карбиды, в том числе фазы внедрения (WC, W2C,

6* Ланда 26 81
NbC, TaC, Ta2C, TiC, ZrC), либо элементы растворяются в карбиде
железа до его насыщения (Fe, W)3C; (Fe, V)3C.

Специальные карбиды тем устойчивее и тем больше вероятность
их образования, чем больше недостает у них электронов в d-уровне
соответствующего элемента.

Элементы (Nb, Та, Ti, Zr), образующие [специальные карбиды,
нерастворимые (или трудно растворимые) в железе и цементите,
не отбеливают чугуна, если их количество очень мало. В таких слу-
чаях специальные карбиды могут играть роль центров кристаллиза-
ции и оказывать модифицирующее действие, облегчающее графити-
зацию. Только при достаточно большом содержании этих элементов
они связывают весь углерод и задерживают графитизацию.Элементы
W и V, растворяющиеся в карбиде железа, действуют отбеливающе.

Установление зависимости между электронным строением эле-
ментов и их влиянием на состояние связей между железом и углеродом
имеет существенное значение при регулировании процессов структуре-
образования чугуна, но это недостаточно. Кроме того, нельзя фор-
мально пользоваться этими зависимостями, что видно, например,
из следующего.

Водород и бор по своему электронному строению должны ослаблять
связи железа с углеродом, а в действительности они их усиливают.
Как известно, указанные элементы и по многим другим свойствам
отличаются от той группы, в которой они находятся. Известно,
например, что достаточно тысячных долей процента бора, чтобы уве-
личить прокаливаемость стали.

Некоторые элементы вовсе не оказывают никакого заметного
влияния на структурообразование чугуна (нейтральные элементы).
Это положение может быть следствием ряда причин, например,
недостаточности энергии возникающих связей, создания самостоя-
тельных фаз и т. п.

Исключительно большое значение имеют не только электронное
строение, но и количество легирующего элемента и взаимодействие
легирующих элементов. Эти обстоятельства являются часто причиной
различного действия одного и того же элемента. Приведем несколько»
примеров.

Сера и марганец действуют отбеливающе, а вместе, если их как
раз столько, сколько нужно, чтобы связать друг с другом, они
не мешают графитизации. Титан в сотых долях процентов действует
графитизирующе, так как раскисляет чугун. При увеличении коли-
чества титана вначале он не оказывает влияния или даже модифи-
цирует, так как образует малое количество собственных карбидов,
но с дальнейшим увеличением количества карбидов начинает действо-
вать отбеливающе.

Некоторые элементы вследствие неравномерного распределения
по фазам [109, 115, 213] или ликвации оказывают неодинаковое влия-
ние в различных участках структуры.

Так, А. А. Жуков [222] показал, что кремний, скапливаясь
в избыточном аустените доэвтектических чугунов, вытесняет из него
углерод в эвтектику, склонность к графитизации которой повы-
82
шается. При этом, чем меньше в чугуне углерода, тем больше в нем
избыточного аустенита, в котором скапливается кремний, тем больше
должно быть среднее содержание кремния в чугуне для поддержания
состава графитизирующейся эвтектики постоянным.

Практически это равносильно тому, что составы чугунов с одинако-
вой склонностью к графитизации должны располагаться на одной
и той же коноде аустенит — эвтектика, построенной при температуре
начала эвтектического превращения в тройной диаграмме Fe—С—SL

За исключением очень редких случаев, когда графит выделяется
из аустенита в виде «сетки видманштетового типа [223], чаще всего
феррит является продуктом эвтектоидного превращения, где ведущей
фазой является графиту Однако, согласно А. А. Жукову, так назы-
ваемый «первичный графит» также не выделяется из жидкой фазы
в виде дендритов б-феррита, как это раннее предполагалось,
а является следствием ликвации кремния в дендритах аустенита. .

Здесь феррит является ведущей фазой эвтектоидного превращения
и выглядит менее структурно связанным с графитом.

Чтобы происходила графитизация, необходимо также обеспечить
возможность диффузии углерода к центрам графитизации.

Перемещение атомов железа в процессе графитизации может
происходить путем пластической раздвижки и путем самодиффузии
атомов железа; влияние элементов на эти факторы еще очень мало
изучено.

Скорость диффузии и самодиффузии, а также способность метал-
лической основы к пластической деформации тем ниже, чем ниже
температура, а поэтому большое значение имеет влияние элементов
на изменение температур фазовых превращений.

Элементы, снижающие температуры фазового превращения, дей-
ствуют подобно увеличению скорости охлаждения, расширяя область
существования фаз, богатых углеродом, в сторону более низких темпе-
ратур, вследствие чего затрудняется графитизация и легче происходит
кристаллизация цементита. Для эвтектического превращения это
означает увеличение отбеливаемости чугуна, а для эвтектоидного
превращения — увеличение количества перлита в металлической
основе.

Особое значение приобретает действие элементов на температуры
фазового превращения, если это действие различно для эвтектического
и эвтектоидного превращений. Например, элементы, относящиеся
к категории графитизирующих, в случае снижения температуры
эвтектического превращения, могут оказаться на практике отбели-
вающими.

Элементы, относящиеся к категории графитизирующих, но сни-
жающие температуру эвтектоидного превращения, играют роль
графитизаторов только в первой стадии графитизации. Во время
эвтектоидного превращения эти элементы затрудняют графитизацию
и содействуют увеличению количества перлита. К таким элементам
относятся никель й медь.

Кремний является графитизатором не только при первой, но и при
второй стадиях графитизации. Объясняется это тем, что кремний,
6* 83
растворяясь в железе, уменьшает растворимость углерода в аустените,
расширяет температурный интервал эвтектоидного превращения,
Нто способствует распаду аустенита на феррит и графит. Это обстоя-
тельство является причиной образования ферритных оторочек вокруг
графита в высококремнистых чугунах.

Если не учитывать этого обстоятельства, то можно прийти к лож-
ному представлению, например, что образование ферритных оторочек
в магниевом чугуне (обычно с высоким содержанием кремния) якобы
является специфическим свойством самого магния.

Легирование высококремнистых чугунов медью или никелем
предупреждает образование ферритных оторочек.

Известный интерес представляет влияние углерода. Углерод
является составной частью цементита и сложных карбидов. Несмотря
на это, практика показывает, что чем больше углерода, тем легче
графитизируется чугун. В известной степени это объясняется тем,
что с увеличением количества углерода увеличивается количество
эвтектики и медленнее идет затвердевание чугуна. Кроме того,
с. увеличением количества цементита, образуется больше графитных
центров, что также ускоряет графитизацию.

. Марганец, хотя и увеличивает силы связи железа с углеродом,
но его отбеливающее действие начинает проявляться только в том
случае, если марганца будет на один процент больше, чем это нужно
для связывания серы. В то же время 1 % Мп снижает температуру
эвтектоидного превращения примерно на 30°. Таким образом, при
некотором увеличении количества марганца, не опасаясь появления
отбела, можно увеличить количество перлита в структуре. Подобно
марганцу также действует олово.

б) Классификация элементов по их влиянию
на структурообразование чугуна

Из всего сказанного вытекает, что окончательный эффект влияния
элементов на графитизацию является результатом совместного
влияния комплекса факторов, действие которых не всегда однозначно.
Исключительно большое значение имеет количество вводимого эле-
мента, наличие других элементов в составе чугуна, температуры
эвтектического или эвтектоидного превращения и т. п. Поэтому вместо
Обычного деления элементов на графитизирующие, карбидообразующие
и нейтральные, более правильным следует считать деление элементов
(по их влиянию) раздельно на первую и вторую стадии графитизации.

В связи с тем, что у различных элементов возможны различные
сочетания, можно в первом приближении предложить деление эле-
ментов на шесть групп, оговорив при этом, что в зависимости от
количества элемента и состава чугуна один и тот же элемент может
/оказаться в разных группах. Однако в этом случае необходимо пред-
варительно упорядочить существующую терминологию. Нельзя
ставить знак равенства между понятиями «карбидообразующее»
•действие и «отбеливающее» действие, так как отбеливание происходит
только во время эвтектического превращения (когда тормозится пер-
84
вая стадия графитизации). Торможение же второй стадии графитиза-
ции приводит к увеличению количества перлита, т. е. к перлитизации
структуры.

Нельзя также понятие «графитизирующий элемент» распростра-
нять всегда на обе стадии графитизации, так как в случае снижения
температуры эвтектоидного превращения элемент проявляет свое
графитизирующее действие только во время эвтектического превра-
щения. При эвтектоидном же превращении он способствует образо-
ванию перлита.

Если элемент оказывает свое графитизирующее влияние и при
эвтектоидном превращении, то это приводит к увеличению количества
феррита в структуре.

Из сказанного следует, что в характеристике действия элементов
должно всегда отражаться не только их графитизирующее действие;
но и их влияние на структуру металлической основы, чугуна.

В первом приближении можно рекомендовать нижеследующее
деление по группам (см. табл. 4):

> Таблица 4

Классификация элементов по их влиянию на структурообразование чугуна

Груп- пы № Наименование некото- рых элементов Действие элемента на ли- тую структуру металличе- ской основы Влияние элемента на пер- вую и вторую стадии ' < графитизации
1 а) Н, О, N, Сг, Мо, W, В, V, Те, Mg * б) Мп более 1% сверх расходуемо- го на образование MnS в) при повышенных количествах: Ti Та, Zr, Nb Способствует образова- нию свободных и связанных карбидов (отбеливает) Затрудняет первую и вторую стадии
2 Si, С, Al Вызывает графитиза- цию и увеличивает количество феррита (ферритизирует) Ускоряет первую и. вторую стадии
3 Ni, Си Вызывает графитизацию и увеличивает коли- чество перлита (пер- литизирует) Ускоряет первую и тор- мозит вторую стадии
4 Ti, Ta, Zr, Nb Графитизирующее при малых добавках (мо- дифицирующее) Ускоряет первую ста-. ДИЮ
5 Мп до 1 % сверх расходуемого на образование MnS Увеличивает количест- во перлита (перли- тизирует) Затрудняет вторую ста- дию
6 — Нейтральное —

Дифференцированное изучение влияния элементов на первую
и вторую стадии графитизации имеет исключительно большое зна-
чение для практики. Например, в ряде случаев в тонкой части отливки
получается отбел, а в толстой—ферритная основа. Обычно же
требуется, чтобы металлическая основа во всех сечениях была одно-
родной. При производстве высокопрочных отливок из перлитного
чугуна необходимо подбирать химический состав таким образом,
чтобы первая стадия графитизации шла интенсивно во избежание
отбеливания даже в быстро охлаждающейся (тонкой) части и чтобы
скорость второй стадии графитизации была очень незначительна
во избежание образования феррита даже в массивной части отливки.
В этом случае структура отливки будет однородной перлитной неза-
висимо от различных скоростей охлаждения тонких и толстых
сечений.

При регулировании химического состава чугуна с целью получе-
ния требуемой структуры большое значение имеет знание коэффициен-
тов графитизации [5, 19], характеризующих интенсивность влияния
элементов при первой и второй стадиях графитизации.

Таблица 5

Относительное влияние отдельных элементов на графитизацию чугуна

Наименование элемента Влияние 1% элемента на по- ложение точки S диаграммы Fe—С Пределы приме- нения в сером чугуне весовых процентов Интенсивность влияния на первую стадию графитизации Интенсивность влияния на вторую стадию графитизации
Si +20-30 0,7—3,0 + 1,0 +1,0
Мп -30° До 1,0 0 -0,3
(сверх баланса)
Ni —20° 0,4-1,5 +0,5 -0,25
Сг +8° 0,15—0,8 — 1,2 -1,2
Р Повышает 0,1—1,0 0 —0,1
Си —10° 0,3-3,0 +0,35 —0,8
AI + 10° 0,02—0,25 +3,0 + 1,0
S 0 0,03-0,15 — 1,0 -0,25
Fi Несколько 0,05-0,25 +3,0 -0,1
повышает
Мо +25° 0,2-1,0 -0,5 . -1,4

Данные, приведенные в табл. 5, характеризуют на основании
литературных данных относительное влияние отдельных элементов
на первую и вторую стадии графитизации. Эти данные приводятся
в сравнении с кремнием, интенсивность влияния которого на графи-
тизацию принимается за единицу. Знак плюс указывает на графити-
зирующее, а знак минус — на тормозящее графитизацию влияния
элемента. Цифры, следующие за знаком, указывают на интенсивность
влияния данного элемента по сравнению с кремнием. В таблице
также указано влияние данного элемента на температуру эвтектоид-
ного превращения.

Зная влияние различных элементов при различных стадиях
графитизации, можно в случае избытка одного элемента парализо-
вать его действие соответствующим количеством другого элемента,
влияние которого противоположно данному.
Надо также знать, осуществляется ли влияние того или иного
элемента вследствие легирования или вследствие модифицирования.
Необходимо отметить, что результаты влияние на графитизацию
«одного и того же элемента в случае легирования и модифицирования
могут не совпадать.

Легирование осуществляется как при шихтовке, так и путем ввода
легирующего элемента в ковш с жидким металлом. При^модифициро-
вании модификатор вводят только в готовый жидкий металл.

При легировании количества легирующего элемента могут коле-
баться в весьма широких пределах в зависимости от тех свойств,
которые требуются от чугуна. При модифицировании количество
вводимого элемента весьма ограниченное.

Нередко трудно разграничить влияние модифицирования от
легирования, так как при легировании жидкого металла перед
самой заливкой часто имеет место в одно и то же время как
модифицирование, так и легирование, например, одна часть вводи-
мого элемента расходуется на образование центров кристаллизации,
а другая часть уходит на легирование металла.

С другой стороны, при модифицировании происходит некоторое
усвоение присаживаемого модификатора, вследствие чего он может
оказывать не только модифицирующее, но и легирующее действие.

Ниже на основе сказанного мы рассмотрим несколько подробнее
влияние элементов в нелегированных чугунах.

в) Влияние и пределы содержания постоянных примесей в чугуне

Влияние фосфора. Фосфор в незначительном количестве раство-
ряется в чугуне и несколько задерживает вторую стадию графитиза-
ции. Чем ниже температура, тем меньше растворимость фосфора.
Фосфор также склонен к ликвации. Гомогенизация выравнивает
распределение. Нерастворенный фосфор образует с другими состав-
ляющими сложную фосфидную эвтектику, имеющую низкую тем-
пературу плавления — около 950°. Фосфидная эвтектика весьма
тверда и хрупка; ее наличие в виде изолированных включений бывает
желательна в случаях, когда требуется повысить износоустойчивость
чугуна. В таких случаях фосфор допускают до 0,7%. В ковком
и высокопрочном чугунах, которые должны обладать пластич-
ностью, наличие фосфидной эвтектики недопустимо. Фосфор передви-
гает порог хрупкости в ^сторону положительных температур. Содер-
жание фосфора не должно превышать 0,2% в ковких и в высокопроч-
ных чугунах. Даже эти малые количества могут вызвать хладно-
ломкость. В обыкновенном сером чугуне содержание фосфора
составляет 0,4—0,5%, а в высококачественном сером чугуне 0,2—0,3.

Фосфор повышает жидкотекучесть в доэвтектическом и заэвтек-
тическом чугунах и уменьшает рыхлость чугуна [58, 59]. Это влия-
ние фосфора используется во многих случаях, в частности, для
художественного литья допускают около 1% Р. Отливки с отбелен-
ной поверхностью склонны к образованию трещин из-за большей
усадки отбеленной поверхности по сравнению с усадкой внутренней
87
части обливки. При содержании фосфора 0,5—0,55% образуемая
фосфидная.эвтектика способствует получению валков без трещин,
поскольку затвердевая позже, она делает внутреннюю часть более
податливой.

Влияние серы. Сера нерастворима в твердом железе и относится
к вредным примесям, за исключением случаев, когда ее специально
вводят, например, для увеличения износостойкости [58, 60]. Сера
понижает жидкотекучесть чугуна и способствует образованию ракс-
вин. Сера с железом образует сульфид железа FeS, нерастворимый
в твердом чугуне. Эвтектика Fe—FeS располагается по границам
зерен, плавится при 985° и делает чугун красноломким. Все это
вынуждало считать серу вредной примесью, однако, когда чугун
перегрет и модифицируется, вредность серы не только снижается,
но она в ряде случаев бывает полезной. Сера затрудняет графити-
зацию и округляет графит, поэтому иногда этой особенностью поль-
зуются на практике для уменьшения степени графитизации, регу-
лирования глубины отбела, лучшего округления графита и т. п. [203 ].
При плавке в пламенных и электропечах концентрация серы состав-
ляет 0,03—0,04%, а при плавке в вагранке с основной футеровкой
на основном шлаке содержание серы так же не превосходит 0,03—
0,04%, при плавке в вагранке с шамотной футеровкой оно состав-
ляет 0,1—0,12% и больше.

Влияние серы парализуется марганцем, который в соединении
с серой дает сернистый марганец — весьма тугоплавкое соединение,
всплывающее в шлак и частично остающееся в отливках в виде
неметаллических включений, увеличивающих износостойкость чу-
гуна.

Включения сернистого марганца также нежелательны, но
в небольших количествах они не столь вредны.

При определении степени графитизации чугуна влияние серы
обычно не принимается во внимание, если в чугуне достаточно мар-
ганца для нейтрализации серы. Это условие практически удобно
и реально определяется уравнением нейтрализации Мп = 2S + 0,2
(содержание Мп и S в %). Если количество серы в чугуне превышает
условие равновесия, надо учитывать ее влияние, в противном случае
надо учитывать влияние марганца.

Влияние марганца. Марганец легко растворяется в железе
и цементите; относится к полезным примесям. Марганец действует
на структуру чугуна следующим образом: при содержании до 0,4%
влияние не сказывается, так как это количество находится в преде-
лах равновесия или близко к нему; при наличии марганца в коли-
честве до 1,0% сверх баланса, т. е. до 1,25—1,35%, он при охла-
ждении затрудняет распад аустенита на феррит и графит, образуя
перлит. Если количество марганца превышает эту величину, то ча-
стично он, растворяясь в железе, расширяет у-область вплоть до ау-
стенизации структуры и частично растворяется в цементите, отбели-
вая чугун.

Указанная особенность марганца имеет для практики исключи-
тельно большое значение, так как позволяет при производстве высо-
88
некачественного серого чугуна добиваться в ч известных пределах
получения однородной перлитной структуры как в тонких, так
и в толстых частях отливки. Обычно в таких случаях чугун содержит
повышенное количество марганца (около 1,0%), что для ваграноч-
ного чугуна (при 0,1 % серы) превышает условие равновесия на 0,6%..
Этого количества недостаточно, чтобы во время первой стадии гра-
фитизации получился отбел в тонкой части отливки, но достаточно*
для того, чтобы во время второй стадии графитизации в толстой
части отливки затруднить превращение аустенита в феррит и гра-
фит.

То же самое имеет место и при производстве ковкого чугуна.
При отжиге белого чугуна на ферритный чугун содержание
марганца соответствует равновесию и обычно составляет не более
0,4%; при производстве же перлитного ковкого и высокопроч-
ного чугунов содержание марганца превышает баланс и доходит
до 1,0%.

По-иному приходится подходить к определению допустимого
содержания марганца в магниевом чугуне с ферритной основой,
обладающего большой вязкостью. Магний легко связывается с серой,
поэтому весь содержащийся в чугуне марганец не идет на связыва-
ние серы и имеет возможность оказывать свое самостоятельное
воздействие. По этой причине для получения высокопрочного
ферритного чугуна содержание марганца во всяком случае не должно
превосходить 0,2%; чем меньше, тем чугун пластичнее.

Влияние углерода и кремния. Углерод и кремний способствуют
графитизации как в первой, так и во второй стадиях графитизации.
Однако причины и интенсивность их влияния не совсем одинаковы
например, углерод увеличивает число зародышей графита, а крем-
ний увеличивает скорость роста зародыша, оба элемента графити-
зируются, однако в первой стадии графитизации действует сильнее*
кремний, а во второй — углерод.

Углерод и кремний являются главнейшими элементами,,
с помощью которых регулируется структурообразование чугуна.
Количество этих элементов определяет как характер металлической'
основы, так и количество графита, ослабляющего прочность метал-
лической основы.

Кремний склонен к ликвации; эта способность усиливается в связи*
с тем, что кремний легко взаимодействует с железом и очень мала
с углеродом.

По этой причине при кристаллизации происходят перераспре-
деления кремния и он оказывается растворенным главным обра-
зом в железе и почти отсутствует в цементите. Последнее время
весьма ценные работы по определению перераспределения кремния
сделаны независимо друг от друга Я. Н. Малиночка [115] и А. А. Жу-
ковым [109].

Кремний расширяет а- и сужает у-область. Влияние кремния,
в зависимости от температуры на а- и у-области представлена
на фиг. 58.
Максимальное количество углерода лимитируется тем, что ухуд-
шаются прочностные свойства чугуна, а минимальные количества
лимитируются значительным понижением литейных свойств.

Обычно в чугунах с низкими прочностными свойствами коли-
чество углерода достигает 3,8%, а в чугунах с лучшими прочност-
ными свойствами не бывает ниже 2,4%.

Количество кремния зависит от толщины отливки и требуемой
степени графитизации чугуна.

Определение требуемого количества кремния по заданному угле-
роду, общему и связанному, можно производить с помощью диа-
грамм структурообразования при литье в землю и кокили.

Зависимость между структурой и химическим составом дает

Фиг. 58. Влияние температуры и концен-
трации кремния на а- и у- область (Sato).

Маурера (фиг. 59). Однако эта
диаграмма дает зависимость
только для одной толщины изде-
лия и не увязывает их с проч-
ностными свойствами отливок.

7оС

Фиг. 59. Структурная диаграмма
Маурера.

Из этой диаграммы видно, что для получения одной и той же
структуры при увеличении содержания кремния следует уменьшить
содержание углерода и, наоборот, с увеличением содержания угле-
рода следует понижать содержание кремния. Область I соответствует
структуре белого чугуна, область II—перлитно-графитного серого
чугуна, область III — ферритно-графитного серого чугуна, область
На — половинчатого чугуна, область Нб— перлитно-феррйтно-гра-
фитного чугуна.

В связи с тем, что диаграмма Маурера больше всего пригодна
для образцов диаметром 30 мм, приходится строить ряд диаграмм
для других толщин.

Интересной в этом отношении является структурная диаграмма
'Н. Г. Гиршовича [19], где в одной диаграмме сочетается зависимость
между содержанием углерода, кремния, «приведенной» толщиной
отливки и степенью эвтектичности (фиг. 60).

На оси ординат указывается количество углерода и на оси абс-
цисс величина Si + 1g R, где R это «приведенная» толщина отливки;
юна равна отношению площади сечения отливки к периметру дан-
ного сечения в миллиметрах.

Область I отвечает выражению С (Si + lg R) < 4,5

я II »> я С (Si + lg R) = 6—10
» III я я C(Si4-lgR)> 14
я Па я я C (Si + IgR) = 4,5-6,0
я Пб я я C(Si + IgR) = 10—14

Прямые линии на диаграмме указывают на степень эвтектич-

ности чугуна, учитывающей углеродные эквиваленты. Если эта
величина равна 4,25, то чугун эвтектический, если она меньше 4,25,
то чугун доэвтектический. Несмотря на то, что структура всегда
должна определять свойства чугуна, этому вопросу не уделялось
должного внимания, наобо-

рот, все больше появляется
работ, связывающих сте-
пень эвтектичности со
свойствами чугуна. Эти
работы берут в основу сте-
пень эвтектичности (Sc),
учитывающей углеродный
эквивалент.

S —___________с_________

с 4,25—0,312Si-f-0,275P ’

На фиг. 6,1 представ-
лена диаграмма Collauda
[62 ] для расчета эвтектич-

Фиг. 60. Структурная диаграмма Н. Г. Гир-
шовича.

ности серого чугуна по
механическим свойствам для

различных толщин (диаметров).

Однако, использование одной только степени эвтектичности имеет
свои недостатки, поскольку одинаковую степень эвтектичности
можно получить при различных содержаниях углерода и кремния,
которые каждый в отдельности значительно влияют на свойства
чугуна. Кремний создает температурные интервалы эвтектического
и эвтектоидного превращений (тем больших размеров, чем больше
его содержится), от которых в значительной степени зависит качество
чугуна. В частности, от величины интервала эвтектического превра-
щения зависит и характер усадки чугуна (концентрированная или
рассеянная), что очень сказывается, например, на качестве высоко-
прочных чугунов.

Известно, что первоначальный период остывания серого чугуна
дает предусадочное расширение до 0,2%, а магниевого 0,6—0,9% [16],
что объясняется, возможно, большим количеством рассеянных
усадочных раковин. Это вытекает из того, что в сером чугуне
графитная фаза до конца затвердевания не теряет контакта с ма-
точным раствором, поэтому кристаллизующийся графит заполняет
усадочные поры. Образование же шаровидного графита происхо-
дит внутри аустенита и он не в состоянии заполнять образую-
щиеся при затвердевании усадочные поры и вследствие этого пред-
усадочное расширение представляет собой сумму расширения
и от графитизации, и от усадочных пор. Выходит, что излишнее уве-
личение содержания кремния и расширение вследствие этого тем-
пературного эвтектического интервала может оказаться нежелатель-
ным для высокопрочного чугуна в смысле получения рыхлой структуры..

Неменьшее значение имеет изменение эвтектоидного интервала.
Поскольку образование перлита и феррита происходит при эвтектоид-
ных температурах, то повышенное количество кремния сказывается
в значительной ферритизации металлической основы и увеличении
количества графита. Если в чугуне с шаровидным графитом это вызы-

15 20 25 30 35

6t кг/ммг

Фиг. 61. Зависимость между степенью эвтек-
тичности и свойствами чугуна разных
диаметров.

вает некоторое понижение
прочности, соп ровождаю-
щееся увеличением пластич-
ности, то в сером чугуне
происходит существенное
понижение прочности, кото-
рое ничем не компенсируется.
Поданным [154], связывание
степени эвтектичности с проч-
ностью допустимо только для
перлитных чугунов.

В разработанной автором
номограмме для расчета сос-
тава структуры и свойств
чугуна [167],, берете^ в ос-
нову не степень эвтектич-
ности, а раздельное содер-
жание углерода, кремния

и структура чугуна. Последнее определяется не только степенью
эвтектичности, но и степенью эвтектоидности.

Номограмма построена по ранее приведенным формулам 3 и 5
(см. стр. 27, 29) и формуле

' % Si = ^±^Обк:, (6)

О,о т Д)

где Ат = 6,3 — 1g Т (Т — толщина стенки отливки в мм)-,
/< = 0,9—1,0 — для серого ферритно-перлитного чугуна;

К — 1,0—1,2 — для серого перлитного чугуна;

/< = 0,3—0,5 — для половинчатого чугуна, подлежащего, моди-
фицированию;

К = 2,8—2,2 — для белого чугуна, подлежащего отжигу на ков-
кий.

Для удобства при расчетах ниже приведены значения вели-
чины А г для наиболее ходовых толщин изделий:

Толщина отливки в мм 5 10 15 20 25 30 40 50 60 75 100 125
Ат 5,6 5,3 5,1 5,0 4,9 4,8 4,7 4,6 4,5 4,4 4,3 4,2
Номограмма представляет собой сочетание трех диаграмм, даю-
щих зависимости: а) между а6, Со?, Ссв; б) между толщиной стенки,
Ссв и (Лг —Соб); в) между Si и (Ат — Соб).

Номограмма (фиг. 62) построена следующим образом: на первой

оси ординат даны значения,оь серого чугуна, а на верхней оси абс-
цисс даны значения Ссв и НВ. Идущие от этой оси ординат линии

характеризуют зависимость между Соб, аь и Ссв. Эти линии указы-
вают на то, что чем меньше Ссд при данном Соб, тем ниже вь.

В середине номограммы имеется вто-

Ш 220 180 рая ось ординат, дающая значения

4>иг. 62. Номограмма для расчета состава, структуры и свойств чугуна (нелегиро-
ванного) при литье в песчаные формы (А. Ф. Ланда):

<а — белый чугун для отжига на ковкий; б — половинчатый чугун (чугун для модифицирова-
ния); в — перлитный серый чугун; г — ферритно-перлитный серый чугун.

•является общей для нижней левой оси абсцисс, дающей значения
толщин отливки в миллиметрах, и правой оси абсцисс, дающей
значения требуемого процента кремния. Кривые линии, идущие
слева от общей оси ординат, дают зависимость между Соб толщи-
ной отливки и этой осью. Прямые линии (лучи), идущие справа
ют общей оси, показывают зависимость между Si и общей осью орди-
нат. При пользовании номограммой общей осью ординат опериро-
вать не приходится, она требуется только при построении номо-
граммы..

Примеры пользования расчетной
номограммой

Для серого чугуна. Требуемое Cod может быть опре-
делено при заданном <зь и металлической основой (Ссб) путем пере-
сечения перпендикуляров, проведенных от первой оси ординат
и верхней оси абсцисс. Линия, проходящая через точку пересечения
Требуемый процент Si м
образом. На левой нижней

бозмомность
отбелибания'

Фиг. 63. Схема определения требуе-
мого содержания кремния и возмож-
ность отбела в сером чугуне.

этих перпендикуляров, дает ответ на поставленный вопрос.
На схеме номограммы (фиг. 62 и 63) перпендикуляры 1 и 2 показывают,
что при аь = 24 кГ/мм* и Ссв = 0,67% содержание Соб = 3,4%.

Из этого же примера видно, что если задаться вь и Соб, то можно1
определить требуемое Ссв и, наоборот, Зная Соб и Ссв, можно опре-
делить прочность данного чугуна.

Легко видеть, что если задаться перлитной структурой
и соб = 3,4%, то предел прочности чугуна при растяжении подни-
мается с 24 до 27,8 кПмм2.

ет быть определен следующим
2И абсцисс от заданной толщины
отливки проводится перпенди-
куляр 3 до кривой Соб (она со-
прягается с равнозначной линией
Соб, ранее найденной), отсюда
проводят линию 4 направо до*
соответствующего луча Ссв (рав-
нозначному ранее найденному или
заданному Ссв) и опускают пер-
пендикуляр 5 на правую ось
абсцисс, где и получают требуемый
ответ. Данный пример иллюстри-
руется стрелками, которые пока-
зывают, что для толщины отливки
40 мм, содержащей Соб = 3,4%
и имеющей структуру, состоящую'

из перлита около 80% и феррита около 20% (Ссв. = 0,67),
требуемое содержание кремния будет составлять около 1,7%.

Если от 1,7% кремния подняться вверх до верхнего предела
перлитной области, провести отсюда линию 6 влево до той же кри-
вой Соб = 3,4% и опустить перпендикуляр 7 вниз, то получится,
что при максимальной толщине стенки в 40 мм наименьшая1 толщина
стенки, в которой не будет содержаться структурно-свободного1
цементита, составляет около 15 мм.

Если бы мы пожелали в отливке с Соб = 3,4% и толщиной 40 мм
иметь перлитную структуру, то из номограммы видно, что содер-
жание кремния в ней должно находиться между 1,3 и 1,6% , но в этом
случае в наиболее тонкой стенке получился бы отбел и пришлось бы
прибегнуть к модифицированию.

Для модифицированного чугуна (см. ниже
модифицированный серый чугун). Требуемое Соб легко может быть
определено по заданной прочности, если принять, что структура
должна быть перлитной. В частности, для = 27,8 (см. предыду-
щий пример) Соб = 3,4%. Далее определяют требуемое содержание
кремния в жидком чугуне до модифицирования.

Предположим, что отливка имеет максимальную толщину 40 мм
и минимальную толщину 15 мм^(В начале находим требуемое содер-
жание кремния из расчета, чтобы получился половинчатый чугун
(Ссв = 2,0-г-2,5%) в наиболее толстом сечении. Так же, как и в*, преды-
94
дущих случаях, мы проводим перпендикуляр от левой оси абсцисс
до соответствующей кривой Соб = 3,4%, отсюда проводим линию
направо до луча Сс5 = 2,0% и до луча Ссв = 2,5% и опускаем вниз-
Отчет получается Si = 0,9—1,1%, или в среднем 1%.

Затем проверяем, какая минимальная толщина стенки может
быть получена, при которой половинчатый чугун не будет перехо-
дить границу сплошного отбеливания. Для этой цели в формулу G

% е; _. Ат ~~~ ^об
/001 0,5 (Ссв + Л)

следует вставить значения Si = 1,0; Соб = Ссв = 3,4 и К = ОД
(средняя величина между 0,3 и 0,5), тогда получается, что Ат = 5,3.

Из приведенных на стр. 92 данных находим, что при Ат = 5,3
минимальная толщина стенки может быть равна 10 мм, т. е. меньше
заданной 15 мм.

Это значит, что в жидком чугуне (до модифицирования) может
содержаться кремния в пределах 0,9—1,1 % и что данный состав
соответствует половинчатому чугуну, который благодаря модифи-
цированию получит перлитную основу.

Для белого чугуна, отжигаемого на ковкий.
Требуемый процент кремния определяют по заданной толщине
и заданному Соб. Для этой цели так же, как и в предыдущих случаях,,
пользуются номограммой (фиг. 62). На левой нижней оси абсцисс, от
максимальной толщины отливки, проводят перпендикуляр до соот-
ветствующей кривой Соб, отсюда проводят линию вправо до луча
£св = Соб и опускают перпендикуляр на правую ось абсцисс, где
находят требуемый ответ. Например, для толщины отливки до 20 мм.
и Соб = 2,8 кремния получается 0,9%.

Для высокопрочного чугуна с шаровид-
ным графитом. При отливке высокопрочного чугуна с шаро-
видным графитом представляет интерес определить необходимое
содержание кремния до модифицирования с тем, чтобы после моди-
фицирования магнием и ферросилицием получилась бы требуемая
металлическая основа. Для этой цели также можно воспользоваться
номограммой (фиг. 62); принимают, что чугун до модифицирования
магнием должен соответствовать простому серому чугуну, беря
в основу расчета наиболее тонкую стенку. После модифицирования
чугун должен содержать кремния примерно на 0,4—0,6% больше,
чем вовсе ^модифицированный серый чугун с аналогичной струк-
турой.

Для определения требуемого состава (С + Si) и структуры при
кокильном литье можно пользоваться номограммами П. И. Степина
или Н. П. Дубинина.

Рассмотрим номограмму П. И. Степина [63] (фиг. 64) для отли-
вок толщиной до 30 мм. На осях абсцисс отложены толщина отли-
вок для трех вариантов облицовки и нагрева кокиля. На осях орди-
нат отложены толщины стенок кокиля с С + Si для трех случаев
* содержания марганца. Пользование номограммой производится сле-
дующим образом. На оси абсцисс выбирается соответствующая точка
95
и поднимаются вверх либо по наклонной линии (если отливки выбра-
сываются из кокиля раскаленными), либо по вертикальной линии
(если отливки выбрасываются после полного охлаждения) до пере-
сечения с горизонталью, соответствующей толщине стенки кокиля;
затем, следуя по лучу вверх, как это показано на фиг. 64, до тре-

6 в 10 12 /4 16 18 20 22 Л 262830
Нон и ль с облицовкой (25°)

6810 121k161820222*262830

Кокиль без облицовки 125°)

«Фиг. 64. Номограмма П. И. Степина для определения содержания углерода
и кремния в кокильном литье.

буемой области в структурной диаграмме, находят искомое С + Si
при заданном количестве марганца.

Структурные диаграммы и номограммы Н. П. Дубинина [58]
позволяют в более широких пределах выбирать состав чугуна и режим
изготовления кокильных отливок.

г) Влияние легирующих примесей

Легированные чугуны содержат, кроме постоянных примесей,
также хром, никель, медь, алюминий более 0,3%, титан, ванадий,
молибден и другие специальные примеси более 0,1%. Они также
.считаются легированными, если содержат марганца более 2% и крем-
ния более 4%.

Легированные чугуны обцаро делятся на - малолегированные
(до 3%), среднелегированные (от 3 до 10%), высоколегированные
(свыше 10% легирующих примесей).
Такое деление является сугубо условным и недостаточно четко
вытекает из структурных характеристик чугуна.

Легирующие элементы, растворяясь в железе, либо расширяют
a-область и сужают у-область, либо, наоборот, сужают а-область
и расширяют у-область. Элементы, расширяющие у-область, содей-
ствуют получению чугуна аустенитного класса, а элементы, расши-
ряющие a-область, содействуют получению чугуна ферритного
класса. Если учесть, что почти все легирующие элементы, раство-

Ферри тно -перлит •

чый класс

о)
Мартенситный

Перлитный Игольиато-тростит-
класс(сорбит) , ный класс

Фиг. 65. Схема структуры чугуна при разной степени леги-
рования: . . .

а — нелегированный; б — малолегированный; в — умереннолегиро-
ванный; г — среднелегированный; д — повышеннолегированный;
е — высоколегированный.

ренные в аустените, независимо от того,.расширяют ли или сужают
у-область, затрудняют его распад и принять в основу особенности
превращения переохлажденного аустенита при определенной ско-
рости охлаждения, то получается пять классов по металлической
основе (фиг. 65) легированных чугунов.

На фиг. 65, а представлена схема С-образной диаграммы изо-
термического превращения переохлажденного аустенита нелегиро-
ванного (обыкновенного) чугуна в сочетании с кривой охлаждения
для определенной толщины отливки. Кривая охлаждениядтёресекает
кинетические кривые начала и конца превращения и структура
получается ферритно-перлитная.

При малом легировании чугуна кинетические кривые сдвигаются
вправо и при пересечении их с этой кривой охлаждения, структура
получается сорбитной, особенно когда легирующие примеси при-
водят к устранению ферритной фазы в чугуне (фиг. 65, б).

При легировании несколькими примесями, в том числе >карби-
Дообразующими и увеличении степени легирования, кинетические
кривые превращения усложняются, они получаются с двумя пере-

7 Ланда 26 97
гибами. Кривая охлаждения пересекает их в промежуточной области,
облегчая возможность получения игольчатого троостита (фиг. 65, в).

С увеличением степени легирования кинетические кривые могут
настолько передвинуться вправо, что кривая охлаждения их вовсе
не пересечет, а пройдет через температурный интервал мартенсит-
ного превращения, вследствие чего структура получается мартен-
ситной (фиг. 65, г).

Дальнейшее увеличение степени легирования приводит не только
к перемещению вправо кинетических линий аустенитного превра-
щения, но и к частичному перемещению мартенситного превращения
ниже комнатной температуры, в результате чего получается аусте-
нитно-мартенситная структура (фиг. 65, д).

При еще большем легировании мартенситное превращение ока-
зывается ниже комнатной температуры и структура получается
аустенитной без последующего превращения (фиг. 65, е).

Кроме указанных выше металлических основ, возможны и другие,
например, ферритные, ферритно-карбидные, аустенитно-карбидные.

Учитывая сказанное, мы считаем, что для более полного охвата
чугуна по степени легирования следует ввести деление на пять
групп:

1. Малолегированные.

2. Умереннолегированные.

3. Среднелегированные.

4. Повышеннолегированные.

5. Высоколегированные.

Мало- и умереннолегированные чугуны относятся к чугунам
повышенного качества, а остальные виды легирования применяются
при получении чугунов со специальными свойствами (жаростой-
кость, износостойкость, коррозионная стойкость и т. д.), которые
здесь не рассматриваются.

Ниже мы только для общей картины коснемся их весьма кратко.
Основные особенности чугунов со специальными свойствами широко
описаны в литературе [169, 170, 181—186,225]. Большое применение
получили чугуны на аустенитной основе.

В качестве примера можно привести чугун нирезист, устойчи-
вый в солях и щелочах, в серной и уксусной кислотах и в каусти-
ческой соде и обладающий жаростойкостью до 850°.

Состав этого чугуна для отливок с толщиной стенок до 25 мм
следующий в %: 2,7—3,2 Соб; 1,5—2 Si; 0,8—1,5 Мп; до 0,4 Р;
до 0,12 S; 12—15 N1; 6—8 Си; 2,0—4,0 Сг; широко применяется для
гильз автомобилей.

Для отливок, от которых требуется повышенная жаростойкость,
применяется чугун следующего состава в %: 1,8—2,0 Соб; 5,0—
7,0 Si; 0,8—1,0 Мп; до 0,3 Р; до 0,12 S; 18—20 Ni; 2,0—3,0 Сг. Этот
чугун называется никросилалом.

Данный чугун менее коррозиоустойчив, чем предыдущий, но более
жаропрочен; его жаропрочность достигает 950°. Чугуны обоих
видов аустенитного класса обладают следующими .механическими
свойствами; аь — 15—35 кг/мм2, и б = 0,5—3,0%.
Известны также чугуны аустенитного класса с шаровидным гра-
фитом Г187—191 ], в частности, чугун состава в %: 3,20 Соб; 0,98 Мп;
0,064 Р; 0,09 S; 2,38 Si; 19,4 Ni; 0,088 Mg, дающий сгй = 35—40 кПмм2-,
ат == 17—24 кГ/мм2; 6 = 10—24%, НВ = 150ч-170.

Такие чугуны с 22,0% Ni имеют следующие свойства:

Предел ползучести в кг!мм2, при скорости деформации 0,0001 %/час

при 540°....................9,0

„ 630°......................3,5

' я 760°....................1,4

Длительная прочность в кПмм2:
при продолжительности испытаний 100 час.

540°..................18

650°.................8,4

760 ................ 4,0

при продолжительности испытаний 1000 час.

540°................ 14

650°.................6,3

760°.................2.3

Вследствие дороговизны никеля указанные чугуны используются
мало.

В настоящее время делаются попытки никель частично заменять
марганцем. При разработке нирезистов с шаровидным графитом
в целях экономии никеля вводят до 4% меди (большие величины
не позволяют сфероидизировать графит), хрома до 1,5% и марганца
около 5%. • ’

Ф. М. Тавадзе, И. А. Байрамишвили и Д. В. Хантадзе разрабо-
тан аустенитный чугун с шаровидным графитом следующего состава
[1921: 2,7—3,8% С; 1,7—1,9% Si; 5,3—6,9% Мп; 3,65—5,00% Ni;
2,00—2,40% Си.

Ранее мы говорили, что чугуны типа нирезист с пластинчатым
графитом хорошо себя оправдали для гильз двигателей автомоби-
лей. Последнее время разработаны более доступные аустенитные
чугуны с пластинчатым графитом. Так, Д. С. Дойно после прове-
дения больших испытаний показал целесообразность применения
чугуна следующего состава (в %): 3,2—3,5 С; 2,3—2,5 Si; 4,5—
5,5 Мп; 0,1—0,5 Р; 8,25—8,75 Ni; 1,2—1,8 Си.

Э. М. Школьниковым и М. М. Левитаном для гильз автомобиль-
ных двигателей разработан хромокремнистый сплав, который яв-
ляется полноценным заменителем нирезиста [193]. По структуре
этот сплав в литом состоянии мартенситно-аустенитный, а в ото-
жженном состоянии при 1000° 3 часа и охлаждение до 500—600°
2—3 часа ферритокарбидный. Состав чугуна (в %): 2,5 С; 0,9 Si;
15,8Сг; 0,4 Ni; 0,18Cu; 0,024 S. Сплав обладает аь около 50 кг[мм2.
д — 0,5% и RC = 27ч-32.

99
' Большую известность получили белые износостойкие чугуны
типа' НИХ АРД, содержание 4,5% Ni и 2% Gr. Этот чугун обла-
дает 20-4-25 кГ/мм2. Он обрабатывается резцами и применяется
для размольных' мельниц.

Большое применение получили высоколегированные хромистые,
Кремнистые и алюминиевые чугуны.

Согласно ГОСТу 2176-57, выплавляются высокохромистые чугуны
Х34Л и Х28Л. Состав Х34Л: 1,5—2,2% С; 32—36%Сг; 1,3—1,7% Si;
0,5—0,8% Мп; до 0,1% Р; до 0,1% S.

Структура сплавов этого типа соответствует структуре доэвтек-
тического белого чугуна. Этот чугун обладает аь — 43 кПмм2 и
НВ — 300. Необходимость высокого содержания хрома объясняется
тем, что значительное количество хрома расходуется на образование
сложных хромистых карбидов и на растворение в феррите. Чем
больше в чугуне углерода, тем более высоким должно быть и содер-
жание хрома.

Хромистый чугун обладает высокой жаростойкостью (до 1200°).
При 1100° отливки из этого чугуна могут работать более 5000 час.

Чугун типа «сормайт»’ (2,5—3,0% С; 28—35% Сг; 2,5—3,5% Si;
1,0—1,5% Мп; 3—5% • Ni) весьма износостоек, применяется для
литых нагревательных элементов и как наплавочный материал.

Высокохромистые чугуны стойки в азотной, крепкой серной,
уксусной, фосфорной и органических кислотах, морской воде, щело-
чах и в атмосфере сернистых газов. Отливки из высокохромистого
чугуна обладают также стойкостью против абразивного износа.

Высокохромистые чугуны выплавляют обычно в электродуговых
И: высокочастотных печах. Температура металла при выпуске должна
быть в пределах 1480—1540°. Угар хрома составляет 8—10%.
f > Недостатком хромистых чугунов является малая их стЬйкость
в соляной кислоте. Этого недостатка не имеют кремнистые чугуны,
которые значительно более хрупки и более тверды, чем хромистые.
f Чугун типа силал содержит: 6,0—9,0% Si; 0,5—1,0% Мп; 0,4—
0;5% Р; до 0,1% S и 2,3—2,8% G. Желательно в этот чугун добав-
лять 0,5—0,9% Сг и 0,4% Ni.

i Структура такого чугуна ферритно-графитная. Выплавляют его
в пламенных и электропечах, а также в вагранках.

Чугун, типа силал с пластинчатым графитом обладает оь около
12 кГ/мм2, а модифицированный с. шаровидным графитом в два раза
больше, [194—196] и лучшей жаростойкостью.

Чугуны с шаровидным графитом: 3,4% С; 6% Si; 1,3 —
1,7% Ni; 0,086—0,144% Mg и высокохромистые чугуны Х28Л
и Х34Л, показывают, что по жаропрочности они равноценны.
Лучшие результаты по жаростойкости и коррозионной стойкости
дает сплав «ферросилид» (ГОСТ 2233-43), содержащий 14,0—18,0% Si;
0,3—0,8% Мп; до 0,1% Р; до 0,07% Sh0,5—0,8% Соб. Но эти сплавы
Очень тверды, почти не обрабатываются резцами и применяются
96’ычно в литом виде.

, Следует иметь в, виду, что при плавке ферросилид сильно насы-
щается газами, что приводит к получению пористых отливок. Поэтому
too
большое значение имеет режим плавки, и в частности, температур*
ный контроль и тщательный подбор шихты, в которой содержится
минимальное количество соединений щелочных и щелочноземель-
ных металлов. Ферросилид плавят в тиглях, пламенных печах
и электропечах. |

Желательно раскислять ферросилид антиграфитизирующими
элементами.

Отпуск при 950° уменьшает ликвацию, повышает плотность
и коррозионные свойства ферросилида.

Кремнистые сплавы стойки в серной, азотной, фосфорной, уксус-1
ной, муравьиной, лимонной и других кислотах, но недостаточно
стойки в кипящей соляной кислоте и влажном хлоре. Для повыше-^
ния их стойкости в этих средах добавляют в сплав. 3,5—4,5% Мо.
В этом случае сплав называется «антихлором».

К жаростойким чугунам относятся также алюминиевые чугуны
«чугаль». \ .

Наибольший интерес представляет чугун состава: 2,5—3,0% Соб;
1,6—2,3% Si; 0,6—0,08% Мп и 5,5—7,0% А1; структура чугуна
ферритно-перлитная; жаростойкость до 600°, а также сплав состава
1,2—2,0% Соб; 1,3—2,0% Si; 0,6—0,8% Мп; 20—24,0% А1. Струк-
тура этого сплава ферритно-графитная; жаростойкость; до 950°^
Механические свойства «чугаля» относительно низки (вь = 12-4-
--Н17 кГ/мм2)..

Имеются данные, что чугуны типа «чугаль», имеющие в структуре
шаровидный графит [197, 198 ], , обладают большой прочностью
и жаростойкостью. Однако технологические трудности получений
этого чугуна (хрупкость, ликвация, много шлака, трудность плав-
ления в двух агрегатах и смешения) мешают его широкому приме-
нению.

Немагнитными чугунами являются' все чугуны с аустенйтной
основой. К этим чугунам относится также чугун типа «номаг» состава:
3,0% С; 2,5—3,0% Si; 5—7% Мп; 9—10% Ni. В низкофосфористом
«номаге» 0,04—0,07% Рив высокофосфористом — до 1,0% Р.

3. ВЛИЯНИЕ ГАЗОВ

Кислород, азот и водород так же, Как и кремний, марганец,
сера и фосфор, являются постоянными примесями в чугуне, но их
обычно не определяют в условиях производства из-за сложности
методики.

Хотя указанные элементы содержатся в чугуне в очень незна-
чительных количествах (кислорода до 0,05%, азота до 0,01%, водо-
рода до 0,02%), однако их влияние весьма значительно [168]. Влия-
ние перечисленных элементов может быть различно в зависимостй
от того, в каком виде они находятся в чугуне, в растворенном состоя-
нии, в виде соединений с другими элементами, или в виде газов.*

Кислород. Кислород находится, главным образом, либо в виде
оксидов (SiOs, А120з, МпО), либо растворен в металлической основе.
Свободных окислов железа в чугуне не найдено [103]. Растворен-
ioi
ный кислород затрудняет графитизацию, наоборот, окислы уско-
ряют графитизацию как вследствие удаления кислорода из металли-
ческой основы, так и вследствие того, что могут в некоторых случаях
играть зародышевую роль.

Раньше предполагалось, что жидкий чугун легко окисляется,
если держать его долго в ковше, а так же вызывает появление газо-
вых раковин за счет образования окиси углерода. Но это не подтвер-
ждается. Ниже мы приводим наши исследования по кислороду.

Прежде всего было проверено, сколько кислорода содержит
чугун, выплавленный в различных плавильных агрегатах различ-
ными методами. Для этой цели провели ряд плавок. Шихтовые
материалы подготовляли для всех плавок совершенно идентично,
вплоть до того, что чугун, предназначавшийся в шихту, был полу-
чен специальной доменной плавкой из' одного и того же сырья.
Результаты плавок приведены в табл. 6 [96]. Содержание кисло-
рода определяли методом горячей экстракции.

Таблица 6

Состав металла, выплавленного из различных плавильных агрегатов, в %

Плавильный агрегат с Si Мп S О2
Вагранка 2,75 0,93 0,21 0,1 0,0025
Дуплекс-пресс (вагранка и электро- печь с кислой подиной) 2,69 1,04 0,30 0,096 0,0033
Дуплекс-процесс (вагранка и электро- печь с основной подиной) 2,63 1,04 0,28 0,067 0,0026
Электропечь с кислой подиной . . . 2,57 1,01 0,30 0,071 0,0050
Электропечь основная 2,50 1,04 0,30 0,058 0,0054
Печь Бракельсберга 2,74 0,94 0,34 0,093 0,0020

Из табл. 6 видно, что количество кислорода колебалось в различ-
ных агрегатах между 0,002—0,0054%. Несмотря на то, что в чугуне
содержится много, углерода и кремния, в нем всегда имеется некото-
рое количество кислорода, который при модифицировании может
дать добавочные зародыши.

Возможность насыщения чугуна кислородом изучали при плавке
в электропечи Штейнберга-Грамолина, в пламенной нефтяной пе<ш
и в вагранке. В качестве окислителей при плавке в электропечи
Штейнберга-Грамолина применяли присадку кузнечной окалины.
При выплавке в пламенной печи в качестве окислителя применяли
криворожскую красную руду. При плавке в вагранках применяли
окисленную железную стружку в различных'пропорциях и в ваг-
ранку вдували различные количества воздуха.

В табл. 7 приведены данные о плавке чугуна в печи Штейнберга-
Грамолина.
Таблица 7

Химический состав в % Присадка в %
С общ. ^граф Si Мп р S О2
2,23 1,53 2,6 0,65 0,22 0,069 0,0045 Окалина 3
2,26 1,63 2,33 0,70 0,23 0,065 0,0076
2,45 1,3 1,97 0,58 0,24 0,085 0,0036 о
2,35 0,6 2,00 0,58 0,23 0,064 0,0062 » *
2,23 1,5 2,7 0,65 0,24 0,079 0,0039 о
. 2,04 1,1 1,53 0,66 0,22 0,051 0,0060

Количество кислорода удалось поднять здесь всего только
до 0,0076%. Наряду с окислением кремния здесь окислялся также
и углерод; это дает основание считать, что в чугуне при наличии
кремния роль раскислителя играет в некоторой степени и углерод
и что с уменьшением содержания кремния и углерода количество
кислорода в чугуне может быть повышено.

С увеличением содержания кислорода количество связанного
углерода в чугуне заметно увеличивалось.

Для увеличения содержания кислорода в чугуне при дальней-
ших плавках количество добавляемой руды увеличивалось до 9%.

Результаты некоторых пла-
вок приводятся на фиг. 66—
68. Плавки проводились
в пламенной печи емкостью
500 кг, работающей на нефти.
В печь вводилось 0,04 % алю-
миния для предварительного
раскисления. В качестве
окислителя применяли крас-
ную руду с содержанием
99,52% Fe2O3, которую при-
саживали, начиная с третьей
пробы, в последовательно
возрастающем количестве.

На фиг. 68 приводятся
результаты добавки в раскис-

Фиг. 66. Влияние присадки алюминия и руды
на содержание углерода кремния и марганца.

ленный чугун наряду с рудой FeSi, FeMn и кокса для восстановления
в нем первоначального содержания углерода, кремния и марганца.

Результаты плавок в пламенной печи показали, что во всех слу-
чаях в выплавленном сером и белом чугунах имелось определенное
количество кислорода. Добавка алюминия каждый раз приводила
к почти полному раскислению металла.

Добавки руды увеличивали содержание кислорода, но при обяза-
тельном одновременном выгорании кремния и марганца. Присадки
FeSi, FeMn одновременно с рудой приводили к тому, что количество
кислорода в чугуне оказывалось примерно то же, что и без присадки
руды. Таким образом во всех случаях невозможно было добиться

очень высокого содержания кислорода, так как находящиеся в чугуне

Фиг. 67. Влияние присадки алюминия
и руды на содержание углерода, кремния
и марганца при исходном малоуглеродном
чугуне.

лось от 50 до 92 ж3 на 1 м1 2
Результаты плавок представлены

Фиг. 68. Влияние присадки алюминия,
руды, ферромарганца и ферросилиция
на изменение содержания элементов.

кремний, марганец и углерод
неизбежно раскисляли чугун.

Из тех же опытов следует,
что увеличение кислорода при
добавке руды после предвари-
тельного раскисления вызывает
уменьшение количества свобод-
ного углерода в сером чугуне.
- При плавке в вагранке стре-
мились проследить изменение
содержания кислорода в вагра-
ночном чугуне в зависимости
от введения в шихту окислен-
ных материалов и подачи повы-
шенного количества воздуха
в вагранку. В качестве окис-
ленной шихты в вагранку зава-
ливали сильно заржавленную
стальную стружку в количестве
25 и 50 % от веса шихты. Изме-

нение подачи воздуха колеба-
внутреннего сечения вагранки,
на фиг. 69. Анализируя резуль-

таты плавок в вагранках, можно
сделать следующие выводы:

0027 0,0292(Опыт №1)

О 25 , SO %

Количество вводившейся стружки

Фиг. 69. Влияние количества вводив-
шейся в шихту окисленной стружки
на содержание кислорода в чугуне.

1. Увеличение количества окисленной стружки увеличивает
содержание кислорода в металле, однако общее содержание кисло-
рода "не удалось поднять выше 0,0292%.

2. Увеличение количества дутья не вызывает окисления чугуна.
104
Обобщение результатов плавок в различных агрегатах показы-
вает, что окисление металла в процессе плавления является ограни-
ченным даже при условии активного ввода кислорода в чугун. При-
чина этого — большое содержание марганца, углерода и кремния
в чугуне, которые сильно угорают.

Работы Л. И. Леви по применению кислорода для обогащения
ваграночного дутья в процессах получения чугунного литья [971
показали, что наиболее плотными получаются отливки, залитые
перегретым чугуном, выплавленным на дутье с добавкой кислорода.

Азот. Последние годы много работ посвящено изучению влияния
азота [99—101 ]. Л. И. Леви показал, что при обработке жидкого
чугуна ферроцианидами, цианамидами или другими азотосодержа-
щими соединениями, способными при диссоциации выделять актив-
ный (атомарный) азот, представляется возможность легко насытить
чугун азотом до 0,01%, что приводит к увеличению количества пер-
лита в сером чугуне и увеличению его прочности, подобно модифи-
цированию; излишнее насыщение азотом (свыше 0,015%) приводит
к образованию пористости в отливках. По данным [101], хорошие
результаты получаются при обработке чугуна железистосинероди-
стым калием или аммиаком. Азот при растворении в железе затруд-
няет графитизацию, а при образовании никридов последние могут
служить в качестве графитных центров.

Согласно Н. Г. Гиршовичу, с помощью азота можно увеличить-
сечение отливок из белого чугуна, отжигаемого на ковкий.

Водород. Из литературы известно (58, 99, 107, 108), что водород,
растворимый в твердом чугуне, ухудшает литейные и прочностные
свойства и тормозит графитизацию, несколько укрупняя и округляя
графит. Растворимость водорода уменьшается с увеличением содер-
жания углерода, кремния и хрома. Марганец увеличивает раство-
римость водорода.

Все это говорит о том, что надо следить за тем, чтобы в чугун
попадало как можно меньше водорода.

Модифицирование устраняет вредное влияние водорода.

4. ВЛИЯНИЕ ЯДЕРНОГО ИЗЛУЧЕНИЯ НА УСКОРЕНИЕ ГРАФИТИЗАЦИИ
БЕЛОГО ЧУГУНА

Большой интерес для развития теории и практики отжига ков-
кого чугуна представляет применение излучения ядерной энергии.

Известно, что при облучении быстрыми частицами больших
энергий, в частности нейтронами, последние, проникая в кристалли-
ческие решетки, выводят атомы из своих нормальных состояний
и создают в междуузлиях атомы внедрения и добавочные вакансии
(дырки) в местах, где находились выбитые атомы. Эти нарушения
влияют на фазовые превращения. До сих пор такие исследования
велись главным образом в целях упрочнения металлов и сплавов
за счет перевода кристаллических решеток в метастабильное состоя-
ние. В отличие от этих работ значительный интерес представляют
работы по изучению процессов графитизации белого чугуна [220, 221].
Указанные авторы используют ядерное излучение на раз-
рушение решеток цементита и достигают в этом случае, кроме
измельчения кристаллов и возникновение необратимых фазовых
превращений, — графитизации.

Поскольку при отжиге белого чугуна обычно графитизацию при-
ходится вести по меньшей мере в двух температурных стадиях (пер-
вая стадия для разложения эвтектического цементита, а вторая
стадия для разложения вторичного и эвтектоидного цементита),
представляет интерес при применении ядерного излучения весь цикл
отжига проводить в одну стадию ниже эвтектоидного интервала
температур.

Ранее такой режим отжига не представлял практического инте-
реса вследствие того, что ведущими факторами графитизации явля-
лись температура и химический состав, а при применении ядерного
излучения ведущим фактором является нарушение нормального
строения кристаллических решеток. Учитывая данное обстоятельство,
автор совместно с И. М. Пронманом и В. А. Шалашовым поставили
себе в качестве ближайшей задачи изучение возможности увеличения
пределов содержания карбидообразующих элементов (хрома, мар-
ганца и др.) с целью увеличения прочностных свойств ковкого
чугуна и удешевления шихты без существенного удлинения циклов
ютжига белого чугуна.
ГЛАВА V

ОСНОВНЫЕ МАРКИ СЕРОГО ЧУГУНА И ОСОБЕННОСТИ
ЕГО ПОЛУЧЕНИЯ

Главной целью производства серого чугуна является получение
в литом состоянии металлической основы, пронизанной пластинча-
тым графитом. Это достигается правильным подбором химического
состава.

В отдельных случаях требуемая структура и свойства достигаются
также легированием и термической обработкой. ГОСТ 1412-54 пред-
усматривает следующие марки чугуна (табл. 8).

Таблица 8

Основные свойства отливок из серого чугуна

Марки отливок Предел прочности при растяжении в кГ/мм2 не менее Предел прочности при изгибе в кГ/мм2 не менее Стрела прогиба при расстоянии между опорами в мм НВ
600 I 300
не м енее
СЧ 12-28 12 28 6 2 143-229
сч 15-32 15 32' 8 . 2,5 163—229
СЧ 18-36 18 36, 170-229
сч 21-40 21 40' 170-241
сч 24-44 24 44 170-241
сч 28-48 28 48 л Q 170—241
сч 32-52 32 52 • У О 187—255
сч 35-56 35 56 197—269
сч 38-60 38 60. 207—269

В сером чугуне существуют зависимости между пределом проч-
ности при растяжении (о^), изгибе (омз) и сжатии (ослс), которые
можно выразить следующими отношениями:

= 3,5 4,0; -^- = 1,5-г-2,3.

ГГи 7 Cft. 1 7

Чем выше прочность чугуна, тем ниже значения этих отношений.

107
Как известно, чем толще сечение отливки, тем медленнее осты-
вание, тем крупнозернистее структура и тем ниже прочность сплава-
Говоря о графитизированном чугуне, необходимо иметь в виду,
что здесь происходит не только укрупнение структуры металличе-
ской основы, но и увеличение степени графитизации. Поэтому с уве-
личением толщины стенок чугунных отливок ослабление прочности
и снижение твердости происходит в значительно большей степени,
чем для стальных или цветных металлов.

На фиг. 70, согласно I. W. Bolton [66], показана зависимость

между напряжением и деформацией
чугуна состава в %: 3,35 Соб;

2,74 Si; 0,63Мп; 0,41 Р; 0,06 ь.

для различных толщин серого

Фиг. 71. Изменение предела
прочности при растяжении
в зависимости от степени
эвтектичности и диаметра
образца [68].

Фиг. 70. Зависимость между
напряжением, деформацией
и толщиной отливок [66].

Из этой фигуры видно, что с увеличением толщины и напряжения
увеличивается деформация и уменьшается твердость.

Обычно для серого чугуна принимается следующая зависимость:

СГ [X] = / d[30] у \

<т*[30] U[x] J 1

где d [ X ] — диаметр образца, в котором следует определить пре-
дел прочности Ьри растяжении аь [ х];

d [30] — размер диаметра образца, равный 30 мм,- для кото-
рого известен предел прочности при растяжении;

а — коэффициент изотропности.

Согласно [67], а= 1,630 —1,058; Sc— степень эвтектичности.

Изменение предела прочности при растяжении в зависимости
от степени эвтектичности и диаметра заготовки до 90 мм2-для серого
чугуна, согласно [68], представлено на фиг. 71.

Серый чугун по прочностным свойствам может быть разделен
на: обыкновенной прочности (простой чугун) и повышенной проч-
ности (качественный чугун). В то время, как получение простого
чугуна не требует особых условий, получение качественного чугуна
требует уменьшения содержания углерода, модифицирования, леги-
рования, отливки в металлические формы и др.
Ниже мы приводим для ориентировки основные особенности
и некоторые примерные составы различных видов чугуна. Для опре-
деления в каждом отдельном случае требуемого состава рекомен-
дуется пользование ранее приведенными специальными номограм-
мами.

1. ПРОСТОЙ (ОБЫКНОВЕННЫЙ) СЕРЫЙ ЧУГУН

К простому или обыкновенному серому чугуну относятся марки
СЧ 12-28, СЧ 15-32 и СЧ 18-36.

Эти чугуны легко выплавляются в вагранке и обычно содержат
(в %): 3,5—3,6 С; 1,5—2,8 Si; 0,4—0,8 Мп; 0,4—0,8 Р; 0,1—0,14 S.
В связи с тем, что чугун очень чувствителен к скорости охлаждения
структура получается неоднородной по толщине сечения стенок,
отливки. В основном структура перлитно-ферритно-графитная. Чем
больше толщина стенки, тем больше количество феррита. Форма
графита может быть любая от междендритной дисперсной до грубо-
пластинчатой. Простой чугун очень хорошо обрабатывается рез-
цами.

Из чугуна СЧ 12-28 и СЧ 15—32 делается много отливок общего
машиностроения, работающих под малым напряжением и без тре-
ния, как например, стойки, кожухи и т. п.

К малопрочному серому чугуну относятся отливки для электро-
технической промышленности марки СЧ 12-28, например, детали
генераторов и др. Чугун должен в таких случаях обладать хорошей
- электропроводностью, магнитной проницаемостью, малым остаточ-
ным магнетизмом и малой коэрцитивной силой. Этим требованиям
отвечает ферритная структура с малым содержанием графита. Обычно
такие чугуны содержат (в %): 3,0—3,2 Соб\ до 0,1 Ссб; до 0,5 Мп;
до 0,5 Р; 0,08—0,09 S.

Наличие достаточного количества кремния обеспечивает полу-
чение ферритной структуры в толстостенных отливках. Тонкостен-
ные отливки часто не получаются со сплошь ферритной основой
в литом состоянии. В таких случаях приходится прибегать к смяг-
чающему отжигу.

Для отливок, работающих при среднем напряжении и малом
износе, например суппорты станков, применяются чугуны СЧ 15-32
и 18-36. В этих чугунах количество перлита повышенное (до 80%).
Это достигается повышением количества марганца (0,6—0,8%).

Большое количество тонкостенных отливок применяется для
швейных машин, сельскохозяйственного и текстильного машино-
. строения. В этих отливках, кроме повышенного содержания угле-
рода (до 3,6%) и кремния (до 2,8%), обеспечивающих малую отбе-
ливаемость, допускается повышенное содержание фосфора (0,5—
0,6%) для лучшей заполняемости форм. В тех случаях, когда тонко-
стенные отливки получаются с отбелом, их подвергают смягчающему
отжигу.

К относительно тонкостенному литью (до 25—30 мм) из обыкно-
венного. чугуна относятся также трубы, вентили, фитинги и др.,
выдерживающие гидропробы до 30 ат. В таких отливках повышение
/ 109
плотности достигается незначительным увеличением количества
марганца (до 0,7%). Некоторое улучшение качества может быть
достигнуто ранней выбивкой отливок из форм, что приводит к увели-
чению количества перлита [149].

К довольно ответственным отливкам из обыкновенного чугуна
относятся изложницы. Мелкие изложницы должны иметь перлит-
ную структуру с мелкими пластинками графита, так как они чаще
всего выходят из строя вследствие сетки разгара. Крупные излож-
ницы должны иметь ферритно-перлитную структуру (более тепло-
проводную), поскольку они выходят главным образом из строя из-за
продольных трещин, возникающих под влиянием растягивающих
напряжений.

В ряде случаев один и тот же химический состав может обеспе-
чить требуемые структуры.

Для изложниц часто подходит следующий химический состав
(в %): 3,4—3,5 С; 1,7—2,0 Si; 0,6—0,8 Мп; до 0,15 Р; до 0,1 S.

2. СТАЛИСТЫЙ (МАЛОУГЛЕРОДИСТЫЙ) СЕРЫЙ ЧУГУН

К сталистым чугунам относятся марки СЧ 21-40, СЧ 24-44
и СЧ 28-48. Относительно высокие свойства сталистого чугуна получа-
ются в известной степени за счет применяющихся в числе шихтовых
материалов стальных отходов, вызывающих соответствующееперерас-
пределение элементов и неизбежный перегрев жидкого чугуна,
в связи с высокой температурой плавления стали-. Наибольший
эффект получается тогда, когда в чугуне сочетается малое содержа-
ние углерода с перлитной металлической основой; последнее обес-
печивается повышенным количеством марганца.

Сталистый чугун легко получается плавкой в вагранке и его
правильнее называть малоуглеродистым чугуном с повышенным
содержанием перлита, выплавляемым в вагранке путем добавки
стали в шихту.

Впервые сталистый чугун был выплавлен в вагранке
Д. К. Черновым путем добавки до 50% стали в шихту. В настоя-
щее время ограничиваются добавкой в шихту 20—30% \гтали и при
этом достигают значительного снижения углерода в чугуне. Для этой
цели делают вагранки с мелким горном порядка 100—150 мм и перед-
ним копильником. При такой конструкции вагранки металл не задер-
живается в горне, где он больше всего подвержен науглерожи-
ванию.

При расчете шихты для сталистого чугуна следует производить
расчет не только на кремний, марганец, серу и фосфор, но также
и на углерод.

Кремний и марганец угорают больше, чем при плавке обыкно-
венного чугуна; угар кремния составляет около 15%, марганца —
около 20%. Кроме того, надо учитывать изменение содержания
углерода.

В вагранке имеют место многообразные процессы. G одной сто-
роны, капли расплавленного металла, падая вниз, при соприкосно-
110
вении с раскаленным коксом науглероживаются, а с другой —
эти же капли металла в зоне пояса плавления и ни^ке, до самых
фурм встречаются с раскаленными газами и в зависимости от сте-
пени окисления газов и температуры капель жидкого металла
в последних происходит угар кремния и марганца, а по мере прибли-
жения капель металла к фурменному поясу начинает угорать также-
и углерод, особенно, если они содержат много углерода.

Наоборот, когда капли малоуглеродистого металла достигают-
фурменного пояса, они всегда оказываются науглероженными, так
как в случае малоуглеродистой шихты поглощение углерода от кокса
превосходит обезуглероживание газами. В горне вагранки ниже-
уровня фурм примерно на 100 мм окислительных газов уже не имеется
и там происходит только науглероживание жидкого металла. Поэтому
чем глубже горн вагранки, тем больше опасность науглероживания
металла.

Количество углерода в готовом чугуне представляет собой резуль-
тативную величину процессов угара и пригара, происходящих
до достижения чугуном летки вагранки.

Количество углерода, помимо изложенного, определяется также*
температурой расплава.

. Практика показывает, что содержание углерода в ваграночномг
чугуне обычно не превосходит 3,5—3,6%, даже если в шихту дают
большее количество углерода, но жидкий чугун в горне не задер-
живается.

Чем больше вводится стали в шихту, тем меньше оказывается
углерода в готовом чугуне, но из этого не следует, что введение
стали в шихту влечет за собой уменьшение науглероживания шихты.
Наоборот, чем больше вводится стали в шихту, тем больше погло-
щается углерода. Чем беднее шихта углеродом, тем более жадно»
она его поглощает из топлива. По данным Stotz, приведенным
в табл. 9, видно, как идет поглощение углерода шихтой и сколько-
его получается в готовом литье в зависимости от количества стали,
вводимой в шихту. .

Таблица 9

Шихта в % Содержание углерода в гото- вом металле Приращение углерода в %
Чугун | Сталь | Углерод
100 0 3,36 3,32 — 1
80 20 2,66 3,26 + 22
60 40 2,03 3,19 + 57
40 60 1,44 2,48 + 77

Из этой таблицы видно, что с увеличением количества стали
количество углерода, поглощаемое металлом, увеличивается. Однако^
увеличение пригара углерода не покрывает снижения углерода
, в шихте, получающегося вследствие ввода стали, поэтому
111
с увеличением количества стали в шихте содержание углерода
в чугуне уменьшается.

Получение сталистого чугуна с определенным содержанием угле-
рода возможно и в вагранках с глубоким горном. При плавках
в вагранках с более мелким горном в шихту необходимо давать зна-
чительно меньше стали, чем при плавке в вагранках с глубоким
горном.

Расчет на углерод можно вести с помощью следующей эмпири-
ческой формулы (при добавке стали до 40%):

Сл = Q/+0,025Х,

где Сл — количество углерода в готовом литье в %;

Сш — количество углерода в шихте в % и

X — количество стали в шихте в %.

Количество Соб в сталистом чугуне составляет обычно от 3,0
до 3,3%. Для получения заданной величины добавляют стали в шихту
до 40%. При больших величинах стали обязательно требуется моди-
фицирование. Пользование формулой производится следующим
образом.

Например, в шихту вводится 30% штыкового чугуна с содержа-
нием углерода 3,5%, 50% оборотного чугуна (литники, брак и др.)
с содержанием углерода 3,1 % и 20% стали. Тогда, согласно формуле

Сл = 0,3-3,5 + 0,5-3,1 + 0,025-20 = 3,1 %.

Существуют и другие эмпирические формулы [199, 2001, кото-
рые дают примерно те же результаты.

Количество кремния рассчитывается в зависимости от содержа-
ния углерода и толщины отливки; оно может быть определено
с помощью приведенных ранее формул или с помощью номограммы
(фиг. 62) и составляет 1,5—2,5%.

Количество марганца берется повышенным по сравнению с обыч-
ным и составляет около 1,0—1,2%. Этим достигается повышенное
содержание перлита и несколько увеличивается однородность струк-
туры в тонких и толстых сечениях. При значительной разнице
в толщине стенок в толстых сечениях получается известное коли-
чество феррита. Следовательно, сталистый чугун имеет чисто пер-
литно-графитную структуру, только тогда, когда разница в толщи-
нах стенок не очень велика; в противном случае структура будет
перлитно-ферритной. По свойствам последняя структура хуже пер-
вой, но она все же выше качеством, чем у обычного серого чугуна,
содержащего больше углерода.

Содержание фосфора составляет около 0,2—0,3%, а серы до
0,1—0,12%. 1

В связи с пониженным содержанием углерода в сталистом чугуне
необходимо значительно повысить температуру плавления и заливки
металла, что обеспечивается соответствующим режимом плавки.

Следует отметить, что наличие стали в шихте само по себе является
фактором, обусловливающим ведение процесса при повышенных
температурах расплавленного металла, так как сталь плавится
112
при температуре выше 1500°, а чугун при температуре, порядка
1150°. Это значит, что в копильник попадают капли, имеющие тем-
пературу более 1500°, которые обусловливают ведение процесса
при повышенных температурах.

Чугун, выпускаемый из вагранки, должен иметь температуру
не ниже 1400—1420°, а температура заливки должна быть не ниже
1330°. Сталистый чугун дает большую объемную усадку; при соблю-
дении указанных температур усадка получается концентрированной
и легко выводится в прибыль. В случае недостаточного перегрева
чугуна и заливки его при низких температурах, отливки полу-
чаются неплотными с большим количеством мелких усадочных рако-
вин по всему изделию, т. е. бракованными.

Большое значение имеет подбор шихтовых материалов, особенно
желательно наличие в шихтовых материалах минимального коли-
чества графита и чтобы он не был грубым. С этой точки зрения
не рекомендуется применять штыковые чугуны № 00 и № 0. Согласно
[71], рекомендуется в плавку применять передельные (белые) чугуны;
в этом случае удается получить хорошие результаты при малом коли-
честве стали в шихте, что очень важно при недостатке стального лома.

. В целях экономии стали и удешевления шихты при производстве
сталистого чугуна, автором было показано, что можно применять
в шихте чугунную стружку в количестве около 10—15% навалом
без брикетирования [102]. Это находит свое объяснение в том, что
. в вагранке имеют место окислительные реакции, и в стружке бла-
годаря большей поверхности ее соприкосновения с газами выгорают
полностью весь кремний и марганец и в значительной степени угле-
род; поэтому при достижении пояса плавления стружка уже по
существу является сталью. Выпущенный из вагранки чугун жела-
тельно раскислять до 0,01% А1. Отрицательные результаты, полу-
чающиеся обычно при добавке стружки навалом, объясняются тем,
что вводимая стружка учитывалась как чугун в то время, как на самом
деле, она ведет себя как сталь и поэтому не надо принимать во вни-
мание содержащиеся в ней кремний и марганец и в значительной
степени углерод.

Производство сталистого чугуна сыграло большую роль в расши-
рении областей применения чугунного литья и в повышении его
качества. Вслед за появившимся в России сталистым чугуном за гра-
ницей стали производить различного рода чугуны под названиями:
штернгусс, чугун Круппа, чугун Тиссен — Эмеля и др. В действи-
тельности это тот же сталистый чугун Д. К. Чернова, создавший
эпоху в повышении качества ваграночного чугунного литья.

Освоение производства сталистого чугуна послужило основой
для появления еще более совершенного модифицированного серого
чугуна, технологические параметры которого, как мы увидим ниже,
во многом остаются те же, что и для сталистого чугуна.

Из сталистого чугуна во время войны производилось большое
количество литых боеприпасов. В условиях мирного времени из ста-
листого чугуна производятся ответственные машиностроительные
отливки, например: цилиндры, шестерни, станины и др.

8 Ланда 26 ^3
3. МОДИФИЦИРОВАННЫЙ СЕРЫЙ ЧУГУН

Модифицирование чугуна имеет свои специфические особенности
как в отношении действия модификаторов, так и в отношении целей
модифицирования. В частности, у других сплавов моди-
фицирование должно обеспечивать мелкозернистость Элитой струк-
туры; при модифицировании же серого чугуна излишнее измель-
чение графита до междендритно-дисперсного бывает вредным, так
как снижается прочность чугуна.

При модифицировании чугуна содержание углерода может быть
понижено до 2,8% при плавке в вагранке и еще ниже в других пла-
вильных агрегатах, позволяющих сильно перегревать чугун. Это
является большим преимуществом, так как дает возможность за счет
большого количества стали в шихте (до 60—70%) сильно повысить

прочность чугуна, чего нельзя достигнуть при производстве стали-
стого чугуна. Сильное снижение содержания углерода в чугуне
связано с требованием значительного его перегрева, а это без моди-
фицирования приводит к переохлаждению чугуна и к получению
междендритно-дисперсного графита (что нежелательно).

Благодаря модифицированию создаются центры графитизации,
устраняется переохлаждение и графит получается нормально пла-

стинчатым.

Однако модифицирование само по себе мало повышает свойства
серого чугуна; оно дает существенный результат только как состав-
ная часть"цёлого комплекса технологических мероприятий, как то:
перегрев жидкого металла выше 1400°, снижение содержания угле-
рода до 2,8% и кремния до 1,2%, повышение содержания марганца

до 1,0—1,5% с целью получения перлитной основы и т. п. Моди-

фицированные серые чугуны производятся марок СЧ 24-44, СЧ 28-48,
СЧ 32-52, СЧ 35-56 и СЧ 38-60.

Ранее мы говорили, что чугуны обычно очень чувствительны

к изменению скорости охлаждения, вследствие чего трудно получить
однородную структуру в отливках с различной толщиной стенок —
в очень тонких стенках часто получается отбел, а в очень толстых
стенках много феррита. При производстве модифицированного
чугуна получается перлитно-графитная структура даже в отливках
с большим диапазоном толщин стенок, что является одним из глав-
ных назначений модифицирования.

К числу первых, получивших распространение способов моди-
фицирования, следует отнести метод Meehan'а, на который был
выдан в. 1922 г. патент. Согласно этому патенту, модифицирование
производится силикокальцием. У нас в Союзе проведено было много
оригинальных работ по модифицированию, серого чугуна [19, 24,
72—80, 1101, приведших к тому, что широкое применение в промыш-
ленности получили модифицирование ферросилицием.

Ранее мы показали, что задача регулирования структурообра-
зования чугуна сводится в значительной степени к регулированию
первой и второй стадий графитизации. При модифицировании чугуна
задача регулирования первой и второй стадий графитизации разре-
шается следующим образом.
Чугун выплавляется с пониженным содержанием кремния и угле-
рода с таким расчетом, чтобы без модифицирования отливки получа-
лись половинчатыми; это значит, что данный чугун обладает затор-
моженной первой и второй стадией графитизации. Модифицируя
жидкий чугун, мы воздействуем на процесс кристаллизации и уско-
рения только первой стадии графитизации, благодаря чему в отливке
не образуется отбела в тонких стенках; в то же время вследствие
пониженного содержания кремния и повышенного содержания мар-
ганца вторая стадия графитизации остается заторможенной и в тол-
стых стенках феррита не образуется. Ускорение графитизации при
эвтектическом и затруднение ее при эвтектоидном превращениях
является тем фактором, который обеспечивает получение перлитной
основы в толстых и тонких стенках.

Таким образом, модифицированный серый чугун представляет
собой в большинстве случаев мелокремнистый и малоуглеродистый
чугун с измельченной металлической основой, имеющей однородную
структуру (перлит + пластинчатый графит), несмотря на весьма
большой диапазон толщин стенок.

Механизм модифицирования чугуна можно представить следую-
щим образом. Модификаторы раскисляют и дегазируют металл,
вследствие чего легче графитизируется чугун. Кроме того, когда
продукты раскисления структурно подобны графиту, то они являются
также графитными центрами. При присадке графитизирующих моди-
фикаторов, по-видимому, в жидком чугуне возникает также микро-
неоднородность, вызывающая локальные пересыщения графитом
и образование добавочных графитных центров. Все это вместе взятое
устраняет переохлаждение, интенсифицирует первую стадию графи-
тизации и предупреждает как отбеливание чугуна, так и образова-
ние «графита переохлаждения».

Длительная выдержка чугуна после модифицирования приводит
к его дезактивации, поскольку структурно подобные зародыши
всплывают в шлак, а графитные зародыши устраняются вследствие
выравнивания концентрации по всему объему металла. По этой
причине металл после модифицирования надо немедленно заливать
в формы.

В соответствии с механизмом модифицирования возможно двой-
ное модифицирование, при котором одни модификаторы дегазируют
чугун, а другие создают графитные центры. Кроме графитизирую-
щего модифицирования, возможно также и стабилизирующее моди-
фицирование, при котором сочетается раскисление с легированием
(Мп, Сг и др.), затрудняющим графитизацию, особенно второй ста-
дии, что очень важно для отливок с большой степенью эвтектичности.

На фиг. 72, по данным [81], приведено влияние модифицирова-
ния на оь серого чугуна с различной степенью эвтектичности.

Как мы уже указывали, значительным преимуществом модифи-
цированного серого чугуна является малая чувствительность к изме-
нению скорости охлаждения.

Согласно данным ЦНИИТМАШа, конструкционные свойства
модифицированного серого чугуна представлены в табл. 10.

8* 115
Таблица 10

Примерное изменение свойств в зависимости от толщины заготовки

Марка чугуна Диаметр заготовки в мм
30 50 100 200
аь . нв °ь я в' аь НВ °ь НВ
СЧ 24-44 24 187—217 23 187—217 22 163-207 20 143—187
СЧ 28-48 28 170—241 27 170—241 26 170—229 25 170—217
> СЧ 32-52 32 170—241 30 170—241 28 170-229 26 170—229
СЧ 35-56 35 197—255 34 197—255 30 197-255 26 197—241
' СЧ 38-60 38 197-255 36 197-255 32 197-255 27 197-255

. Модифицированный чугун плотнее и теплоустойчивее обыкновен-
ного серого чугуна, особенно, если он легирован специальными при-
месями, что видно из следующих данных [24].

Модифицирование чугунов, выплавленных на шихте с содержа-

нием 20—30% халиловских природно-легированных хромоникеле-
вых чугунов. Чугуны выплавлялись в электротигельной печи сопро-
тивлением 15 а, емкостью 10—12 кг. Всего было проведено 18 плавок.

Приводим характерный пример шихтовки:

1. Халиловский чугун 20—30%.

2. Лом белого (неотожженного) чугуна ЗИЛ 50—60%.

Фиг. 72. Влияние модифицирования на вь
серого чугуна (толщина 30 мм) с различной
степенью эвтектичности.

3. Чугун чушковый № 4.

В отдельных плавках
в шихту давали 20% стали
за счет снижения количества
белого чугуна. Чугуны этих
плавок имели содержание
углерода пониженное (2,7—
2,8%).

Содержание кремния во
всех плавках варьировали,
изменяя дачу ферросилиция
в печи.

Этот чугун модифициро-
вали, главным образом сили-
кокальцием, присаживаемым
в ковш в количестве 0,3—

0,7%.

Свойства чугуна после
модифицирования получа-

лись различными в зависи-
мости от химического анализа и дозировки силйкокальция, в связи

с_чем эти чугуны можно распределить на две группы.

Первая группа. Чугуны, выплавленные с содержанием
20% стали в шихте, имевшие до модифицирования белый излом
в сечениц 30 мм, сохранявшие белый излом и не обрабатывавшиеся
116
и после модифицирования, дозировками 0,3 и 0,5%. Только при
увеличении дозировки силикокальция до 0,7% излом становился
серым. Химический анализ этого чугуна до присадки: 2,8% С;
1,52% Si; 1,0% Мп; 0,18% Р; 0,12% S; 0,84% Сг; 0,27% Ni.

Химический анализ этого же чугуна (после присадки 0,7%
силикокальция): 2,75% С; 2,02% Si; 0,95% Мп; 0,17% Р; 0,1% S;
0,7% Сг; 0,25% Ni.

Сопротивление изгибу 52; 51; 54 кг/мм2 при низких стрелах про-
гиба, равных 2,3 мм на длину 300 мм.

Вторая групп.а. Чугуны с содержанием углерода, рав-
ным 3,0%, и кремния до присадки 1,36—1,75% имели половинчатый
излом (образец диаметром 30 мм) до модифицирования с металличе-
ской основой перлит плюс ледебурит плюс цементит, пронизанной
крупообразным и точечным графитом, расположенным в виде сетки
(дендритообразный).

Модифицирование этих чугунов давало различные результаты
в зависимости от содержания кремния в исходном чугуне, что видно
из следующих примеров:

1. Чугун, имевший содержание кремния 1,4% и описанную выше
микроструктуру половинчатого чугуна, был модифицирован дозиров-
кой 0,5% силикокальция, присаженного в ковш. После модифициро-
вания содержание кремния в чугуне вследствие усвоения его из сили-
кокальция увеличилось до 1,51%.

Модифицированный чугун имел следующую микроструктуру.
Основная металлическая масса: перлит плюс цементит (графит
мелко- и среднепластинчатый). Таким образом, при исходном содер-
жании кремния 1,4% при 4,4% углерода и кремния процент дози-
ровки силикокальция, равный 0,5, вполне достаточный для моди-
фицирования обычных чугунов с таким же суммарным содержанием
кремния и углерода, оказался недостаточным для разрушения струк-
турно-свободных карбидов в присутствии 0,7% хрома и 0,25%
никеля. У этого чугуна сопротивление изгибу составило 57—55 кГ/мм2,
твердость 269 — 255 на образце диаметром 30 мм.

2. Содержание кремния в исходном чугуне было повышено
до 1,52% (за счет добавки ферросилиция в печь). При этом исходная
структура в основном сохранилась. После присадки 0,5% силико-
кальция в ковш содержание кремния в модифицированном чугуне
повысилось до 1,75%. Однако и этого оказалось недостаточно для
полного разложения цементита, входящего в состав тройной фосфид-
ной эвтектики..

Чугун имел следующую микроструктуру: основная металли-
ческая масса — тонкопластинчатый перлит плюс отдельные вклю-
чения тройной фосфидной эвтектики, графит мелкопластинчатый.
У этого чугуна отбел клиновой пробы составлял 6 мм, 0из =
= 53—57 кГ/мм2.

3. При еще большем повышении содержания кремния в исходном
чугуне до 1,73% (за счет добавки ферросилиция в печь) все еще
сохранился характер исходной структуры. После модифицирования
0,5% силикокальция содержание кремния в чугуне составляла
1,95%. Основная металлическая масса представляла собой перлит
в основном тонкопластинчатый, местами сорбитообразный без нали-
чия структурно-свободных карбидов; графит средне- и грубопластин-
чатый. Чугун имел резко повышенные свойства: отбел клина всего
2—3 мм; оиз = 62—72 кПмм2.

При увеличении дозировки присадки силикокальция до 0,7%
содержание кремния в окончательном химическом анализе чугуна
увеличилось до 2,2%, однако при этом не произошло заметных
изменений (по сравнению с результатами, присадки 0,5% силико-
кальция) ни в микроструктуре, ни в свойствах: отбел клина остался
тот же — 2—3 мм и виз = 63—71 кПмм2.

Таким образом, на основании изложенного выше вытекает, что
при использовании халиловских чугунов в шихте в количестве
20—30% при содержании в чугуне 0,70 Сг и 0,25% Ni и 3% С для
обеспечения чисто перлитной структуры и наиболее высоких показа-
телей прочности (значительно превышающих средние показатели
обычных модифицированных чугунов) следует довести содержание
кремния в исходном чугуне до 1,7% и модифицировать 0,5% силико-
кальция.

Следует отметить, что при сравнении двух чугунов с одинаковым
химическим анализом (при одинаковом режиме заливки и выбивки)
тот из них, у которого содержание кремния достигнуто за счет
усвоения его из присадки силикокальция в ковш, имеет большую
степень графитизации. Это видно из сравнения двух описанных
выше чугунов, имеющих (при почти одинаковом содержании всех
остальных элементов) равное содержание кремния 1,73%. Тот из них,
у которого это содержание кремния достигнуто за счет шихтовки,
имеет нежелательную микроструктуру. Чугун получается половин-
чатый при НВ = 300.

Между тем чугун, в котором это содержание кремния достигнуто
присадкой силикокальция, имеет в основном перлитную структуру
с отдельными включениями тройной фосфидной эвтектики и твердость,
пониженную до 241—260 НВ при небольшом (6 мм) отбеле Блиновой
пробы и довольно высоких показателях сопротивления изгибу сгмз
до 57 кПмм2.

Исследование свойств модифицированных чугунов, выплавлен-
ных с содержанием в шихте (до 30%) хромоникелевых халиловских
чугунов, которое следует рассматривать тольцо как начало систе-
матической исследовательской работы в этом направлении, показы-
вает, что модифицирование является весьма удобным методом для
компенсирования неблагоприятного соотношения хрома и никеля,
свойственного халиловским чугунам. Модифицированный чугун
этого типа обладает, по-видимому, более высокими показателями,
чем обычный модифицированный чугун. Подобные результаты были
получены и в работе [75].

Влияние повторных нагревов на рост модифицированных
и обычных чугунов. Для выяснения влияния повторных нагревов
на рост модифицированных и обычных чугунов производились пов-
торные нагревы серого чугуна, модифицированного силикокальцием,
118
ферросилицием, и чугуна, модифицированного силикокальцием,
но выплавленного на шихте с добавкой до 30% природно-легирован-
ного ' халиловского чугуна.

Образцы размером 10 х Юх 10 мм были выточены из средней цен-
тральной части брусков, служивших для испытания на изгиб.
Образцы подвергали повторным нагревам при температурах 540,
595, 650, 705, 760°. Длительность каждой выдержки при данной
температуре 2 часа с последующими охлаждениями на воздухе.
При каждой температуре делали три нагрева. Таким образом, при
каждой температуре образец три раза нагревался и три раза охла-

Температура

Фиг. 73. Рост чугуна в % при повторных нагревах и различных тем-
пературах.

ждался; следовательно, образец в течение 30 час. подвергался тем-
пературному воздействию с 15-разовым последующим охлаждением
на воздухе.

Образцы нагревали в муфельных печах с автоматической регу-
лировкой температуры. Предварительно выявляли фактические раз-
меры образцов до нагрева, после чего образцы нагревали до указан-
ных выше температур с соответствующей выдержкой в печи.

При температуре 540° объемные изменения образцов всех приве-
денных чугунов незначительны, максимум роста серого чугуна —
0,6% к первоначальному объему.

При температуре 595° начинается заметный рост серого чугуна,
достигающий 1,3%.при суммарной выдержке 6 час., т. е. после треть-
его нагрева чугун, модифицированный ферросилицием, дал рост
1,2% и рост 0,9% дает чугун, модифицированный силикокальцием,
и почти такой же рост показывает чугун, выплавленный на шихте
с добавкой 30% природно-легированного халиловского чугуна.

При температуре 650° разница в росте модифицированных и обыч-
ных чугунов выявляется очень резко. Особенно отчетливо преиму-
щество модифицированных чугунов выражено при температурах
705, 760°. Результаты испытания представлены на фиг. 73.
Примером применения малоуглеродистого модифицированного
чугуна для изделий, от которых требуется высокая стойкость при
повторных нагревах, может служить отливка тиглей для плавки
алюминиевых сплавов.

Тигли для печей представляют собой отливки высотой и диа-
метром несколько более 500 мм с толщиной стенки от 30 до 18 мм
и весом от 250 и 500 кг. Прежняя практика изготовления этих тиг-
лей заключалась большей частью в изготовлении шаблоном сухих
форм и заливке их чугуном с 3,3—3,4% С; 2,2—2,3% Si; 0,6—
0,7% Мп; до 0,8% Р и до 0,25% S. Стойкость таких тиглей равнялась
в среднем 10 плавкам, а весьма часто снижалась до 6 или даже 1 —
2 плавок.

Изучение процесса разрушения тиглей показало, что важнейшей
причиной их преждевременного выхода из строя являлся повышен-
ный рост при повторных нагревах до 300—1000°, приводивший
к резкому разбуханию и растрескиванию тиглей. Снижение содержа-
ния фосфора до 0,3% оказывало хотя и благоприятное (в результате
уменьшения количество легкоплавкого стэдита), но количественно
недостаточное влияние. Заметное снижение роста чугуна и соответ-
ствующее повышение стойкости тиглей достигались путем резкого
понижения содержания кремния (до 1—1,2%), но наблюдавшийся
при этом отбел вызывал трещины и бой при выбивке и транспорти-
ровке литья. Оптимальным решением задачи явилось применение
Е. М. Розенбергом чугуна состава: 3,1% С; 1,5% Si; 1% Мп; 0,3% Р
и 0,15% S; 0,3—0,5% Сг и Ni. Отбел этого чугуна предупреждали
добавкой на желоб вагранки модификаторов (0,45% высокопроцент-
ного ферросилиция и 0,35% свежеразмолотого карбида кальция).
Стойкость тиглей из модифицированного чугуна при прочих равных
условиях поднялась до 30—40 плавок в среднем, а с рационализа-
торскими мероприятиями (уменьшение толщины стенки тигля,
систематическое поворачивание тигля в процессе эксплуатации,
чтобы рассредоточить локальное действие форсунки и т. д.)\До 80
плавок в среднем.

Исследование антикоррозионных свойств модифицированных
серых чугунов. Как известно, об устойчивости чугунов при коррозии
судят по трем основным показателям:

1) по потере в весе испытанных образцов в граммах на 1 м2 за час;

2) по изменению их внешнего вида;

3) по изменению цвета агрессивной среды.

Образцы испытывались в следующих агрессивных средах: в мор-
ской воде, водопроводной воде, грунтовой воде, соляной кислоте,
(в 1- и 5 %-ном растворе) и в растворе едкого натра.

Исследование по изучению антикоррозионных свойств чугуна
13 плавок показало, что наиболее тяжелой средой для модифициро-
ванных чугунов является раствор 1- и 5%-ной соляной кислоты.

В этой среде потеря в весе доходит до 4 г/м2 в чаю, что выше норм
для чугунов «достаточно стойких» и соответствует группе «довольно
стойких». Однако потери в весе у обычных серых чугунов в несколько
раз выше и доходят до 25 г/м2 в час.
Явления спонгиоза, т. е. выщелачивания железа с образованием рых-
лых графитных прослоек в теле модифицированных образцов не было.

Что касается влияния остальных агрессивных сред на химиче-
скую стойкость (степень коррозии) модифицированных чугунов,
то потери веса незначительны, особенно в растворе едкого натра,
где потеря в ряде случаев составляет всего 0,001—0,008 г/м2, в час.
Кроме того, снижаются потери в весе с увеличением длительности
выдержки с 240 до 480 час. Особенно сильно снижаются потери
при выдержке в 720 час., что свидетельствует об образовании пасси-
вирующей пленки-барьера, тормозящего дальнейшую коррозию
и противодействующего ей.

В отношении остальных показателей, т. е. по изменению внешнего
вида и по изменению цвета раствора (агрессивной среды) получили
следующие результаты.

Испытание в водопроводной воде. В раство-
рах образовался характерный осадок (коричневого цвета) гидрата
окиси железа, поверхность образцов покрывалась легко опадающим
слоем ржавчины. Необходимо отметить, что испытание проводили
в открытых банках с непрерывным притоком воздуха и поглоще-
нием СО2 из атмосферы, чего обычно не бывает в эксплуатационных
условиях.

На образцах с присадкой до 1 % меди откладывалась губчатая
масса, которая не могла защитить основной металл от коррозии.

Испытание в грунтовых водах. Удовлетвори-
тельные результаты показали образцы плавок, модифицированные
ферросилицием и силикокальцием. Внешний вид их незначительно
изменился, раствор слегка позеленел; на образцах остальных плавок
наблюдается точечная коррозия.

Испытания в морской воде. Отрицательные резуль-
таты показали образцы плавок с присадкой меди. На поверхности
медистых чугунов образовалась пористая масса.

Чугуны, модифицированные силикокальцием и ферросилицием,,
ведут себя сравнительно лучше.

При сравнении с результатами, полученными Институтом судо-
строения при испытании обычных чугунов в морской.воде (журнал
«Судостроение» № 5, 1935 г.), мы видим, что потери в весе у приве-
денных там чугунов в 2—5 раз больше, чем у наших модифицирован-
ных чугунов.

Испытание в щелочах. Результаты для всех плавок положи-
тельные. Поверхность образцов осталась без изменения, цвет раствора
не изменился, потеря в весе практически незначительна — 0,001 —
0,008 г/ж2 в час, так что все марки чугуна можно считать пригодными
Для работы в условиях воздействия растворов едкого натра.

Износоустойчивость модифицированного чугуна

Образцы испытывались Е. М. Розенбергом и Б. С. Гильманом [821
на машине системы Е. М. Розенберга; кроме того, на испытательных
стендах они же проводили сравнительные испытания шестерен'
и дисков, из миханита.
При испытаниях образцов (чугун с 4,25—4,5% углерода и крем-
ния) были получены следующие результаты.

У чугуна без присадки феррисилиция при нагрузке в 10 кг/см2
«средний износ составлял 0,21 zca/ЮОО м пути, а при нагрузке
в 20 кг/см2 — 1,84 яг/1000 м пути.

Чугун с присадкой ферросилиция при нагрузке в 10 кПсм? дал
средний износ 0,13 zca/1000 м, а при нагрузке в 20 кПсм? —
1,05 яг/1000 м.

Чугун с присадкой силикокальция при нагрузке 10 кПсм2 дал
средний износ 0,18 яг/1000 ж, а при 20 кПсм? — 0,67 кП 1000 ж.

Из приведенных примеров видно, что особенно при удельных
давлениях 20 кПсм2 выявляется преимущество чугуна, модифици-
рованного силикокальцием, перед ^модифицированным чугуном
и частично перед чугуном, модифицированным ферросилицием.

Испытания на стендах показали следующее: при сравнении шесте-
рен с числом z — 50 и модулем т = 3 при ширине зуба Ь = 10 жж,
изготовленных из миханита и нормализованной стали 1050, бюро
зуборезных станков ЭНИМС дало заключение:

«Модифицированный чугун может служить заменителем сырой
или улучшенной стали в зубчатых передачах станков».

Диски гидроприводов в стендовых испытаниях оказались лучше
стальных и бронзовых.

Обычно нелегированные модифицированные чугуны содержат
(в %): 2,8—3,2. Соб; Мп до 1,4; 0,2—0,3 Р; до 0,12 S в зависимости
от толщины стенок отливки с расчетом на половинчатый чугун
(фиг. 66). После добавления модификатора кремния получается 1,2—
1,6%.

При плавке модифицированного чугуна следует соблюдать ряд
технологических условий: перегрев чугуна до 1420—1440°, добавка
стали в шихту до 60%; не применять слишком «мягких» доменных
чугунов № 00 и № 0; устанавливать прибыли в местах, подвержен-
ных образованию усадочных раковин и т. п.

В качестве модификатора можно применять:

а) силикокальций 0,3—0,6%; \

б) 75%-ный ферросилиций 0,3—0,8%;

в) графит (электродный бой — в виде пудры) 0,05—0,1%..

Контроль необходимого количества модификатора производится
с помощью технологических проб; обычно отливаются и замачиваются
клинья, у которых измеряется толщина отбела.

Из перечисленных модификаторов наилучшим является силико-
кальций, хорошие результаты дает 75%-ный ферросилиций и не-
сколько худшие молотый графит. Лучшие результаты дает моди-
фицирование, если чугун предварительно раскислен алюминием.

Автор получил весьма хорошие результаты при применении
сложного модификатора — вводилось карбида кальция 0,3%, 75%-
ного ферросилиция 0,3% и алюминия 0,03%.

Модифицирование желательно производить с помощью специаль-
ного дозатора, непрерывно и равномерно подающего раздробленный
модификатор в струю на желоб. В случае отсутствия такого дозатора
122
можно пристроить к желобу воронку, через которую чугун пропу-
скают в ковш. В этом случае куски модификатора бросают в воронку
и протекающий через воронку чугун его растворяет, подобно тому,
как это происходит при непрерывной подаче модификатора в струю
на желоб. Модификатор, если не успевает раствориться при проте-
кании чугуна через воронку, то остаток его попадает в ковш и раст-
ворение ускоряют перемешиванием чугуна.

Ниомртр цилиндрической отладки Ьиготодки]

Фиг. 74. Механические свойства и отбеливаемость модифи-
цированного чугуна в зависимости от технологического
процесса и толщины стенок отливки (Г. И. Клецкин).

Если модификатор засыпается в ковш, то размеры модификатора
берутся следующие: 5 жж для ковшей до 50 кг емкостью, 5—10 жж
для ковшей 100 кг емкостью и 15—20 жж для крановых ковшей.

Чугун после модифицирования должен сейчас же разливаться
в формы во избежание потери эффекта модифицирования, а также
во избежание охлаждения металла. Заливка обычно производится
при температуре не ниже 1310—1320°.

При производстве модифицированного чугуна весьма удобно
в ряде случаев пользоваться технологическими вариантами, разра-
ботанными Г. И. Клецкиным для станочного литья [83], представ-
ленными в табл. 11 и на фиг. 74.

По этим данным выбирается в каждом отдельном случае наиболее
целесообразный технологический вариант.
Таблица 11

Индекс техноло- гического процесса Химический состав в % Количество стального скрапа в шихте в % Величина присадки FeSi 75%-ного в % от веса жидкого металла Темпера- тура чу- гуна при выпуске из вагранки в °C не менее Температура чугуна при заливке в °C
С Кремний Мп р не более S не более Вагранка с копильником. Высота горна до 100 мм Вагранка без копильника
до моди- фициро- вания после модифици- рования
Ml 2,8-3,0 0,6—0,7 1,2-1,5 1,4—1,6 0,2 0,12 60-70 Не выпла- вляется 1,3-1,6 1440 1340—1360
М2 2,9—3,1 0,9—1,0 1,3—1,5 1,2—1,4 0,25 0,12 45-55 60—70 0,6-0,8 1430 1330—1350
М3 3,0—3,2 1,1 — 1,2 1,4-1,6 1,0-1,2 0,3 0,12 35-40 45—55 0,4—0.7 1420 1320—1350
М4 3,1—3,3 1,3-1,4 1,5-1,7 0,8—1,0 0,3 0,12 20—25 30—35 0,3-0,5 1410 1310—1340
М5 3,2—3,4 1,4-1,5 1,5—1,7 0,8—1,0 0,3 0,12 15 20 0,1—0,3 1400 1310—1330
Примечание. Модифицирование при заливке тонкостенного литья. при технологическом процессе М5 применяется . лишь для снижения отбеливаемости
Диаграмма состоит из пяти областей Mlf М2, М3, М4 и ТИ5,
характеризующих соответствующие варианты технологического про-
цесса.

. На оси абсцисс дается диаметр цилиндрической заготовки, а на
•оси ординат предел прочности при растяжении в кг/мм2.

Из диаграммы видно, что чем меньше диаметр заготовки, тем проч-
нее модифицированный чугун. В левом верхнем углу диаграммы
каждая область ограничивается двумя пересекающими их линиями.
Верхняя линия для определения минимальной толщины торцовых
частей стенок отливки (охлаждение с трех сторон), которые могут
получиться без отбела, а нижняя линия для определения минималь-
ной толщины неторцовых стенок, которые могут получиться без отбела.

Учитывая, что в практических условиях приходится чаще всего
иметь дело не с круглыми, а плоскими отливками, дано соотноше-
ние d = где 6 — толщина стенки отливки в мм; d — диаметр
равнопрочной круглой отливки; К — коэффициент, зависящий от
ряда факторов; в частности, при заливке в подсушенные формы
К = 1,25 для отливок весом до 100 кг; К = 1,4 для отливок весом
ют 100 до 1000 кг; К = 1,7 для отливок весом от 1000 до 3000 кг.

Пользование диаграммой фиг. 74 производится следующим обра-
зом. Например, требуется получить отливку с = 28 кГ/мм2 весом
700 кг, толщина контрольной стенки (в которой должна быть обеспе-
чена требуемая прочность) равна 35 мм. Находим, что диаметр равно-
прочного круглого образца равен 35-1,4 = 50 мм. Путем пересече-
ния перпендикуляров от = 28 кГ/мм2 и d — 50 мм определяем,
что чугун целесообразно изготовить по варианту М3. Далее от точки
пересечения перпендикуляров (в области М3) проводим линию влево
вверх до пересекающих линий и проводим перпендикуляры к оси
абсцисс, где находим, что минимальная толщина торцовой части
стенки может быть 13 мм, а минимальная толщина обычной стенки
может быть 8 мм. На диаграмме подобный пример (для вь = 32;

= 40) иллюстрируется нанесенными линиями.

Согласно варианту М3, чугун должен содержать углерода 3,0—
3,2%, кремния (до модифицирования) 1,1—1,2%; Мп 1,0—1,2%;
Р до 0,3%; S до 0,12; стали в шихте должно быть 35—40%. В жидкий
чугун модификатора должно быть добавлено 0,4—0,7% 75-процент-
ного ферросилиция; в готовом литье кремния становится 1,4—1,6%.
Температура выпуска чугуна из вагранки должна быть не ниже
1420°, а температура заливки 1320—1350°.

Кроме вышеприведенных номограмм, известную помощь может
сказать структурная диаграмма (фиг. 75), особенно для чугуна, леги-
рованного хромом [84].

Диаграмма рассчитана для отливок при литье в песчаные формы
и толщине стенок (Тд) типа брусков 30 мм, прочих отливок 15 мм.

Если толщина стенок отливок иная (Тогпл), то на содержание С
и Si‘ выносятся поправки

л Si = 1g ; Ас = 0,61g .
На указанной диаграмме пунктирными линиями ограничены
области графита: I — неориентированный; II — междендритный;
III — точечный. Сплошными линиями ограничены области металли-
ческой основы.

При производстве крупных и толстых отливок приходится иногда
заливку изделий производить при температурах ниже 1300°. В таких
случаях применяют жидкое модифицирование, так как в холодном

Фиг. 75. Структурная диаграмма для отливок
из модифицированного чугуна, легированного
хромом при литье в песчаные формы [84].

тем же чугуном из печи. Возможны и

чугуне модификатор труд-
но растворяется, а чугун
модифицировать при высо-
кой температуре и затем
ждать его остывания
нельзя, потому что про-
падает эффект от модифи-
цирования [85—88 ].

Жидкое модифицирова-
ние можно производить
р аз л ичн ыми способами:
а) расплавляют в отдель-
ной печи модификатор
(можно доменный ферроси-
лиций, из соответствую-
щего расчета на кремний)
и заливают его в ковш
с жидким чугуном; б) пла-
вят отдельно в двух пла-
вильных агрегатах чугуны
из различных шихт «жест-
кой» (малоуглеродистой
и малокремнистой) и соот-
ветствующей по составу
серому чугуну и смеши-
вают эти чугуны в пропор-
ции примерно пополам;
в) доливают охлажденную
порцию чугуна в ковше
другие варианты. Вместо

плавки в двух вагранках можно с известными трудностями плавку
производить в одной вагранке, чередуя завалку «жесткой» и «мяг-
кой» шихт.

При этом необходимо, чтобы вагранка была с копильником и чтобы
в последнем помещалось чугуна в количестве, кратном минимальной
сумме колош, идущих на одну «смесь». Отбираться жидкий чугун

должен только из полного копильника и сразу весь целиком.

Вместо жидкого модифицирования можно при крупном литье
иногда давать непрерывно модификатор в литниковую чашу и зали-
вать чугун с температурой не ниже 1250°. При таком методе моди-
фикатор растворяется, несмотря на пониженную температуру и полу-
чаются хорошие результаты при литье весьма крупных изделий.
Автором разработан способ поверхностного модифицирова-
ния [24], который заключается в том, что соответствующие стенки
формы, в которые заливается чугун, опыливаются ферросилицием
или силикокальцием, размолотыми и просеянными на сите № 70.
Меньше этого размера модификатор быстро окисляется на воздухе,
а больше этого размера он roioxq растворяется в чугуне. Когда
металл попадает в форму, он взаимодействует с модификаторами
непосредственно в форме по мере ее заполнения. Поверхностное
модифицирование может применяться как способ предупреждения
отбела в отливках из любого серого чугуна, в том числе и из моди-
фицированного.

4. КОКИЛЬНО-СЕРЫЙ И ОТБЕЛЕННЫЙ ЧУГУН

За последнее время большое распространение получает в массовом
производстве литье в металлические формы (кокили). Большие
заслуги в этой области принадлежат Н. Н. Рубцову [89] и его школе
[129]. Если прилитье в земляные формы приходится сталкиваться
с трудностями получения однородной структуры для отливок с раз-
личными толщинами стенок, то при литье в металлические формы
эти трудности возникают даже при отливке изделий с одинаковой
толщиной стенок, так как создается большой перепад температур
между наружной несложной поверхностью, соприкасающейся с коки-
лем и внутренними частями отливки, соприкасающимися с земляной
или стержневой частью, обеспечивающими свободную усадку отливки.
Наружная часть оказывается отбеленной, а внутренняя графитизи-
рованной. Это вызывает различную усадку и трещины.

Раньше при литье в кокили стремились получать заранее задан-
ный отбел с целью повышения износостойкости (прокатные валки,
вагонеточные колеса, дробильные шары и др.). Теперь отливается
также много отливок, для которых отбел не нужен и его стремятся
избежать. Если он образуется, его снимают отжигом (см. раздел
«Термическая обработка»).

Для предупреждения (или уменьшения) отбела применяют покры-
тие форм теплоизоляционными составами, опыливают графитизи-
рующими модификаторами (поверхностное модифицирование),
Заливают чугун в металлическую форму, нагретую до 300—250°,
уменьшают толщину стенки кокиля, увеличивают содержание угле-
рода в чугуне, модифицируют чугун и, наконец, практикуют отно-
сительно раннее (при 850—900°) удаление отливок из формы и замед-
ляют дальнейшее ее охлаждение в колодцах. Ранняя выбивка также
облегчает дальнейшую усадку, что предупреждает образование
трещин.

Большое значение также отводится, особенно для отливок тол-
щиной стенок до 30 мм, повышенному содержанию углерода (3,5—
3,7%) и кремния (выше 2,0%). Повышенное содержание углерода
необходимо для обеспечения достаточной жидкотекучести в связи
с резким охлаждением чугуна в кокиле, а повышенное содержание
кремния допускают в целях предупреждения отбела, и для более
легкой графитизируемости, особенно при последующем отжиге
(в случае, если отбел образуется).

Специфика такого состава приводит к тому, что отливки из кокиля,
полученные без отбела или после снятия отбела, очень часто плохо
работают на износ при относительно хорошем пределе прочности
при растяжении. Плохая работа на износ является следствием нали-
чия в структуре феррита из-за эвтектоидного температурного интер-
вала, вызываемого кремнием. При литье в кокили отливки для уве-
личения производительности кокиля и его срока выбрасывают в рас-
каленном состоянии. Если при литье в землю ранний выброс отли-
вок полезен, так как отливки скорее остывают на воздухе, чем
в форме, и тем самым ускоряется переход эвтектоидного интервала,
то при выбросе из кокилей, наоборот, переход через этот интервал
замедляется и неустойчивый, высококремнистый, эвтектоидный
цементит частично распадается с образованием феррита. Подобная
картина получается и после снятия отбела отжигом.

Из сказанного следует, что при литье деталей машин из серого
чугуна в кокили трудной задачей является получение однородной
структуры на перлитной основе.

Если кокильный серый чугун должен работать на износ, то необхо-
димо позаботиться о том, чтобы в структуре не было свободно го феррита.

К кокильному литью относится и литье вагонных и прокатных
валков. В этих случаях рабочие поверхности отливок должны полу-
чаться с отбелом. Изготовляют такие валки также с рабочим слоем
'Со структурой половинчатого или перлитного чугуна [89, 126—
128]. Вопросами получения качественных прокатных литых валков
в течение многих лет успешно занимались В. Н. Свечников, А. А. Гор-
шков, М. М. Добротворский, Н. И. Блинов, К. П. Бунин, А. Е. Кри-
вошеев, А. С. Бешлык и др. Этому вопросу посвящена специальная
литература, относящаяся к литью металлургического оборудования,
и в настоящей работе почти не рассматривается.

Глубину отбеленного слоя регулируют путем изменения состава
и, в частности, изменения содержания кремния. С целью уменьшения
размера переходной зоны иногда добавляют незначительное коли-
чество теллура. Последний дает эффект при содержании углерода
менее 3,4%. Теллур легче чугуна и легко испаряется, поэтому его
вводят принудительно в глубь чугуна. ‘

Согласно А. Е. Кривошееву, глубина чистого отбела должна
находиться в пределах 12—16 мм. Отношение глубины чистого отбела
к суммарной глубине чистого отбела и переходной зоны должно
находиться в пределах 0,25—0,45. i

Примёрный состав чугуна для отбеленных прокатных валков
следующий: 2,8—3,7% С; 0,4—0,7% Si; 0,3—0,6% Мп; 0,4—0,5% Р;
до 0,1% S (более подробные данные о составах чугуна для валков
см. специальную литературу).

Заливку'производят при 1260—1270°. После заливки валки выдер-
живают в форме до 20 час.

Указанный состав и условия заливки обеспечивают получение
здоровых отливок без трещин. Значительное повышение прочности
128
сердцевины и твердости поверхности достигается легированием
чугуна примерно того же состава, что и указанный молибденом
(0,3—0,5%), хромом (0,5—0,8) и никелем (3,5%).

В зависимости от назначения валков их твердость на отбеленной
( поверхности находится в пределах 55—85 ед. по Шору; чем больше
углерода, тем выше твердость [89].

В целях уменьшения переходной зоны и получения прочной
отбеленной поверхности и вязкой сердцевины применяется двух-
слойная заливка. Сначала форму заливают чугуном «жесткого»
состава до уровня х/3 верхней шейки и выдерживают 100—140 сек.
для образования слоя белого чугуна. После этой выдержки через
ту же воронку заливают высокопрочный чугун с шаровидным графи-
том, который вытесняет через специальное отверстие незатвердев-
ший чугун. По методу А. Е. Кривошеева применяют чугун
одного состава «полупромывку». По этому способу добавляемый
чугун вытесняет первый чугун из нижней шейки и сердцевины
«бочки» в верхнюю шейку и при этом с ним смешивается.

Методом полупромывки можно получить отбел любой толщины,
не опасаясь, что переходная зона будет значительной глубины.

Вагонные колеса отливают из чугуна следующего состава:
3,0—3,7% С; 0,55—0,7% Si; 0,5—0,6% Мп; до 0,3% Р; до 0,14% S.

Для регулирования глубины отбела и получения небольшой
переходной зоны в чугун добавляют теллур в количестве до 0,0015%
и около 0,05% графитного порошка, содержащего 5—8% щелочных
металлов.

Следует заметить, что графит —более сильный модификатор,
чем ферросилиций, и эффект его действия не пропадает при длитель-
ной выдержке жидкого металла, что очень важно для крупных отли-
вок, требующих заливки более холодными чугуном (1300°).

После выемки из формы колеса охлаждают в специальных колод-
цах в течение трех суток.

Эксплуатация вагонных колес показала, что они очень быстро
выходят из строя еще задолго до естественного износа вследствие
выкрашивания, отколов и т. п. Указанные дефекты не наблюдаются
в так называемых полутвердых колесах (твердость на ободе 269 —
340 НВ). Уменьшение твердости является следствием наличия гра-
фита в отбеленном слое; такой слой легко достигается модифициро-
ванием. Износоустойчивость полутвердых колес, по данным П. Г. Лу-
зина, снижается на 10—15%, однако общая продолжительность
службы колес значительно возрастает.

5. МАЛО- Й УМЕРЕННО-ЛЕГИРОВАННЫЕ СЕРЫЕ ЧУГУНЫ

В настоящем разделе мы рассматриваем мало- и умеренно-легиро-
щанные чугуны. Чугуны с большой степенью легирования приобре-
тают ряд специальных’ свойств (коррозионностойкость, жаростой-
кость и т. д.), которые не рассматриваются в настоящей книге.

При малом и умеренном легировании в качестве специальных
присадок применяют марганец, хром и никель. В этом случае стре-
мятся к получению однородной и плотной структуры при различной
толщине стенок, и повышенной прочности, не снижающейся при
нагреве до температуры 300—400°.

В главе IV приведено влияние ряда элементов на свойства фер-
рита. Никель увеличивает прочность феррита без потери пластич-
ности при присадке его до 5%, а хром, марганец и кремний при при-
садке их до 1 %. Однако использование особенности этих элементов
в части пластичности не представляется возможным для серого
чугуна, поскольку графит имеет неблагоприятную форму.

Согласно К. П. Бунину, титан, молибден, алюминий и отчасти
никель измельчают эвтектическое зерно, а медь действует в обрат-
ном порядке. При легировании специальными примесями необхо-
димо также учитывать следующее.

Марганец не только упрочняет феррит, но и уменьшает степень
графитизации; расширяя у-область и снижая температуру эвтектоид-
ного превращения, он содействует превращению аустенита не в фер-
рит и графит, а в перлит, поэтому присадка марганца не свыше 1,5%
очень благотворно влияет на прочностные свойства чугуна; выше
1,5% марганец начинает отбеливать чугун, что нежелательно.

Хром расширяет a-область, является карбидообразующим эле-
ментом, упрочняет чугун, но сильно задерживает графитизацию,
особенно, если его более одного процента.

Никель так же, как и марганец, увеличивает прочность феррита
и расширяет у-область, поэтому он также содействует упрочнению
чугуна. Однако никель имеет преимущества перед марганцем,-он
не дает карбидов, поэтому его можно присаживать в чугун в значи-
тельно больших количествах, чем марганец. Медь в известной сте-
пени может считаться аналогом никеля, однако растворимость меди
в чугуне ограничена (до 3,5%), поэтому ее нельзя присаживать
в таких же количествах, как никель.

В связи с тем, что почти все карбидообразующие элементы замед-
ляют диффузию, они способствуют увеличению количества перлита
в чугуне. Однако карбидообразующие элементы связывают углерод
с железом, вследствие чего повышается склонность чугуна к отбе-
ливанию, чем и определяются допустимые концентрации карбидо-
образующих элементов.

Для получения наилучших результатов прибегают к комбини-
рованному легированию, при котором одни элементы парализуют
отбеливающее действие других элементов, а вместе они упрочняют
металлическую основу чугуна.

В сером чугуне упрочняющее воздействие на металлическую
основу сильно парализуется графитом и большого эффекта не полу-
чается. Однако было бы ошибочно полагать, что серый чугун в ряде
случаев в целях упрочнения нецелесообразно легировать. В частно-
сти, целесообразно легировать чугун в случае эксплуатации его
в повышенных температурах. ’ .

Как известно, мелкие пластинки цементита упрочняют структуру,
прежде^ всего потому, что они блокируют феррит, уменьшая тем
самым возможность образования сдвигов. По мере сфероидизации
130
цементита прочность металлической основы снижается. В связи
с тем, что карбидообразующие элементы делают цементит устойчи-
вее при повышенных температурах, эвтектоидный перлитный цемен-
тит дольше сохраняет свою мелкопластинчатую форму и тем самым
прочность чугуна.

С этой точки зрения, говоря о легировании серого чугуна с целью
повышения его прочностных свойств, в ряде случаев приходится
иметь в виду не столько повышение его свойств, сколько сохранение
его свойств при повышенных температурах, что является весьма
важным для практики.

Фиг. 76. Изменение твердости
в зависимости от толщины стенок
[12] отливок; в обыкновенном
чугуне и с 2% никеля.

Фиг. 77. Изменение прочности при
растяжении в % для разных толщин
и разных составов серого чугуна по
сравнению с 20 мм [90]:

/—3,28% С; 0,62% Si; 3,1% Ni; 2—2,96%С;
1,26% Si; 1,85% Ni; 5-3,0% C; 1,2% Si;

4 — 3,18% C; 3,56% Si.

Чем больше данный элемент расширяет а-область, тем меньше
углерода содержится в аустените и тем пластичнее перлит и продукты
его превращения, в том числе и игольчатые структурные составляю-
щие, несмотря на их высокую прочность и твердость.

Особенность влияния никеля заключается в том, что он затруд-
няет распад аустенита и будучи одновременно элементом, ускоряю-
щим распад структурно-свободного цементита, измельчает (сорбити-
зирует) перлит и делает структуру равномерной независимо от раз-
ной толщины стенки отливки (фиг. 76) [12].

На фиг. 77 показано влияние толщины стенки на изменение в °/а
прочности серого чугуна по сравнению с прочностью при 20 мм тол-
щины при различных составах с никелем и без никеля [90].

На фиг. 78 показана зависимость твердости чугуна от толщины
стенки для чугунов с разным содержанием хрома [80]. Хром придает
чугуну мелкозернистость и устраняет пористость.

Чем больше хрома, тем больше образуется карбидов в структуре.
Хром стабилизирует карбиды и уменьшает рост и коррозионную
стойкость чугуна, особенно в морской воде и слабых кислотных
растворах.

9* 131
Чугун часто легируют одновременно никелем и хромом, однако
необходимо при этом соблюдать пропорцию элементов, что объяс-
няется различным их влиянием на структурообразование чугуна.
Никель расширяет у-область, хром сужает ее, никель не образует

Фиг. 78. Влияние хрома на изме-
нение твердости в сером чугуне
с разной толщиной стенок.

карбидов, хром является сильным кар-
бидообразующим элементом. Никель
способствует выпадению графита при
первой стадии графитизации, хром спо-
собствует образованию ледебурита. При
второй же стадии графитизации влия-
ние хрома и никеля на стабилизацию и
сорбитизацию совпадает. Это означает,
что влияние хрома и никеля на ко-
личество Ссв различно. При Ссв < 0,6—
0,8 присадка хрома, как и никеля, уве-
личивает Ссб; приССб > 0,6—0,8 хром
увеличивает, а никель уменьшает Ссв.

При совместном легировании чугуна
хромом с никелем необходимо придер-
живаться таких пропорций обоих эле-

ментов, при которых карбидообразующее влияние одного нейтра-
лизуется графитизирующим влиянием другого В эвтектоидном интер-
вале температур оба элемента действуют совместно на стабилиза-
цию перлита и предотвращают образование феррита в толстых
сечениях отливок. Этим и объясняется сходство результатов, полу-

чаемых при легировании чугуна хромом и никелем и при моди-
фицировании чугуна кремнесодержащими добавками.

0,00 2^0 5,60 2,50 1,50 OfiO Nt ,Cr

3,72 '3,60 3,58 3J4 3,62 3,73 С

1,11 1,04 1,08 1,13 1,04 0,58 51

Фиг. 79. Влияние отношения никеля
к хрому на содержание связанного
углерода.

Фиг. 80. Влияние молибдена
на вь и виз серого чугуна
с 2,7—3,0%. С; 1,65—19,% Si
(I. Musati und gabliani).

В легированных чугунах с перлитной структурой оптимальным
считается отношение Ni : Сг = 3 : 1, но из-за дефицитности никеля
часто придерживаются отношения 1 : 1, в связи с чем при низком
132 :
легировании представляется возможным вводить в шихту природно-
легированные чугуны, где отношение Ni : Ст примерно равно 1:1.
Это экономически выгоднее, чем легировать с помощью ферро-
сплавов. Обычно вводится в шихту 10—15% природнолегированных
чугунов, что обеспечивает содержание хрома равным примерно 0,3 —
0,4%. При применении модифицирования можно вводить в шихту
до 60% природно-легированного чугуна и содержание хрома довести
до 0,9%.

Наибольшее применение получили в качестве легирующих эле-
ментов хром и никель, но применяются также титан, ванадий, молиб-
ден и др.

На фиг. 79 показана зависимость связанного углерода от соот-
ношения никеля и хрома; при отношении Ni : Сг < 2,5 количе-
ство Ссв увеличивается, а при отношении Ni : Сг > 2,5 коли-
чество Ссв уменьшается [91].

В табл. 12 и на фиг. 80 [92] приведено влияние молибдена на свой-
ства серого чугуна. Обычно повышенное содержание молибдена
(более 1,5%) не влечет за собой повышение прочности [80]. f

Таблица 12

% Соб % Ссв Sn В о/о Мп В °/о Мо в % в кГ/мм2 аиз в кГ/мм2 НВ
3,26 0,72 1,57 0,30 28,5 42,5 191
3,06 0,86 1,72 0,37 1,01 36,2 68,4 239 .
3,32 0,89 1,78 0,32 1,28 31,4 64,7 211
3,15 0,84 1,57 0,48 1,45 37,9 73,2 246
3,14 0,98 1,85 0,30 1,68 46,2 75,8 258
3,12 1,11 1,68 0,41 2,08 36,2 69,7 260

Таблица 13

Соб В % Si в % Мп в % Р В % V в % аиз в кГ 1мм2 «Ъ в кГ/мм2 НВ
3,32 2,24 0,45 0,37 — 43,8 21,0 194
3,25 2,38 0,48 0,38 0,44 52,5 25,7 223
3,15 2,33 0,48 0,36 0,92 53,1 28,6 249

В табл. 13 приведено влияние ванадия на свойства серого чугуна
191].

При легировании чугуна надо учитывать различную степень
графитизирующего действия элементов (табл. 5, глава IV).

Для указанной цели, когда Мп > 2S + 0,2 < 2S + 1,3 можно
Для чугуна типа перлитного применить ранее приведенные коэф-
фициейты графитизации. В этом случае формула имеет следующий
вид:

Соб + Si + 0,5N i — 1,2Cr + 0,35Си = 6,3 — 1g Т,

где Т —толщина стенки в мм.

При модифицировании легированного чугуна стремятся получить
половинчатую структуру. В этом случае в вышеприведенную фор-
мулу кремний пишется с коэффициентом 1,5 (т. е. 1,5 Si), а добавка
в ковш ферросилиция или силикокальция присаживается вдвое
больше против обычного,.

Малолегированные чугуны получили широкое применение в про-
мышленности. Приведем несколько примеров применения такого
"чугуна.

Блок цилиндров автомобилей. От указанных отливок требуется
известная ростоустойчивость, плотность, износоустойчивость и проч-
ность. Для этой цели применяется чугун состава (в %):

а) 3,1—3,4 0; 1,8—2,2 Si; 0,5—0,8 Мп; , 0,1—0,3 Р; 0,1 S;

0,3—0,5 Ni; 0,25—0,5 Сг;

. 6)3,1—3,4 0, 1,8—2,2 Si; 0,5—0,8 Мп; 0,1- ОДР; 0,1 S;

0,3— 0,5 Ni; 0,25—0,5 Сг; 0,35—0,5 Си; 0,08—0,15 Ti.

В станочном литье применяется чугун следующих составов:
; 3,2—3,4 Соб\ 0,7—0,8 С„; 0,9—1,9. Si; 0,7—0,9 Мп; до 0,2 Р; до 0,12 S;
i 0,4—0,5 Сг; 1,0—2,0 Ni, а также модифицированный чугун, при-
• веденный в табл. 11 с добавкой 0,2—0,3 Сг.

• Для штампов холодного прессования рекомендуется состав (в %):
3,0 С; 1,5 Si; 0,8 Мп; Р до 0,2; S до 0,1; 0,5—1,75 Ni; 0,3—0,5 Сг.

. Длятормозных барабанов 2,75—3,2С; 1,75—2,25 Si; 0,5—1,0 Мп;

; Р до 0,4; S до 0,1; Сг до 0,3; Ni до 0,5.

Большое значение имеет легирование при больших колебаниях
толщины стенок отливки и для очень толстых отливок, когда тре-
буется получить однородную перлитную структуру. Для получения
отливок марки СЧ 28-48 толщиной больше 30 мм применяют следую-
щий состав (в %): 2,8—3,0 С; 1,0—1,4 Si; Р до 0,2; 0,25—0,5 Сг; Ni
до 0,3»

Для обеспечения указанного состава рекомендуется добавлять
’в шихту около 10% природно-легированных чугунов.

Антифрикционный чугун для подшипников. Значительное повы-
. шение антифрикционных свойств чугуна дает перлитная основа
' в сочетании с большим количеством разрозненного пластинчатого
’ графита. Это значит, что надо иметь перлитную структуру при Соб=
: = 3,6—3,8%, что, как известно, трудно получить без легирования.
: Хорошим составом антифрикционного серого чугуна можно считать
следующий (в %): 3,6—3,7 С; 1,50—2,25 Si; 0,7—0,8 Мп; до 0,25 Р;
до 0,10 S; 0,3—0,6 Ni; 0,4—0,6 Сг; 0,4—0,55 Си. Иногда такой
чугун содержит 0,1—0,3 Ti.

Антифрикционный чугун, содержащий медь, хорошо работает
в условиях воздействия воды, уксусной кислоты, атмосферы пара и т. п.

Для поршневых индивидуальных колец (автомобильных) при-
меняют чугун следующего состава (в %): а) 3,75—3,85 С; 2,8—3,0 Si;
' 0,6—0,8 Мп; 0,4—0,5 Р; до 0,07 S; 0,25 Сг; 0,25—0,4 Мг;
б) 3,7—3,8 С; 2,6—2,4 Si; 0,6—0,8 Мп; 0,4—0,5 Р; 0,25—0,35 Со;

. 0,45 Си; 0,12 Ti; S до 0,05.

Высокое содержание фосфора имеет целью создание фосфидной
, эвтектики в качестве твердых изолированных включений. Молибден,
хром и титан увеличивают теплоустойчивость колец и сохраняют
• их упругость, которая обеспечивается измельченным графитом и пер-
литом.

Маслоты толщиной стенки И—14 мм для изготовления поршне-
вых колец быстроходных судовых двигателей изготовляются следую-
щего состава (в %): 2,9—3,2 Соб; 0,65—0,9 Ссв; 1,5—1,8 Si; 1,25—
1,5Мп; 0,35—0,5 Р; 0,25—0,4 Сг; 0,4—0,6 Ni; S до 0,12.

Маслоты толщиной стенки 19—22 мм для изготовления поршне-
; вых колец тихоходных судовых двигателей изготовляются примерно
того же состава, но количество кремния снижается до 1,2—1,5%.

Компрессорное литье для изготовления воздушных холодиль-
ных и газовых компрессоров относится к наиболее сложному и доро-
гому литью. Большинство отливок после механической обработки
'подвергается гидравлическому испытанию водой до 90 ат и воздухом
до 60 ат, при этом отливки не должны допускать даже местное
'«потение».

Обычно наиболее ответственные отливки содержат углерода
не более 3,2—3,3%, кремния до 1,8—1,9%, марганца до 0,8—0,9%,
серы до 0,1 %, фосфора до 0,3%, хрома до 0,3—0,4% и никеля до 0,3 —
0,4%, имеют перлитную основу, пронизанную мелкопластинчатым
. завихренным графитом.

Для работы в условиях воздействия водных расплавленных щело-
чей (температуры до 500°) применяются перлитные серые чугуны
СЧЩ-1 и.СЧЩ-2, марок СЧ 32-52, СЧ 36-56, СЧ 38-60 следующих
составов:

Марки Соб Ссв Si Мп р S Сг Ni
СЧЩ-1 СЧЩ-2 3,2-3,6 3,2-3,6 0,5-0,6 0,5-0,8 1,2-1,5 1,5—2,0 0,5-0,8 0,4-0,8 0,15-0,3 0,3 До 0,12 До 0,12 0,6—0,8 0,4-0,6 0,8-1,С 0,35—0,5

Умереннолегированные чугуны, имеющие игольчато-трооститную
структуру, весьма износоустойчивую, высокопрочную и теплоустой-
чивую, получаются, как мы уже указывали, при повышенной сте-
пени легирования, особенно с участием в составе никеля и молибдена.

На фиг. 81 показаны кинетические кривые почти полного (95%)
изотермического диффузионного превращения аустенита для серых
чугунов с 0,5% молибдена при различном содержании никеля [93].
Из этой фигуры видно, что с увеличением степени легирования нике-
лем кривые перемещаются вправо, вследствие чего представляется
возможным в отливках с более толстыми стенками получать иголь-
чато-трооститную структуру, что, например, видно на фиг. 82, где
показана зависимость структуры и толщины отливки от степени
легирования никелем при содержании 2,5% Соб, 2,5% Si, 0,5% Мп
и 1% Мо для серого чугуна [93].

Чугун с игольчатой структурой применяется для деталей дизелей,
авто двигателей, штампов холодной и горячей штамповки. Молибден
в сочетании с никелем и хромом делает чугун термостойким (способ-
ность выдерживать резкие перемены температур), вследствие чего
из такого чугуна изготовляют металлические формы, пресс-формы

для отливки под давле-
нием, тормозные бара-
баны и т. п. Хорошим
для таких отливок заре-
комендовал себя чугун

Фиг. 81. Кинетические кривые изотермического Фиг. 82. Влияние никеля на
(диффузионного) превращения аустенита (до 95%), литую структуру серого чу-
серого чугуна с 0,5% Мо; 2,5% Соб', 2,5% Si; гуна различных диаметров
0,85% Мп и разные содержания никеля [93]. (Мо —1%; Соб — 2,5%;

Мп —0,5%; Si—2,5%) [93].

состава: 3,5—3,8 С; 1,4—2,0 Si; 0,6—0,9 Мп; S до 12; Р до 0,1;
1,5—2,0 Ni; 0,3—0,6 Сг; 0,7—0,9% Мо.

Для маслот и гильз, подвергающихся закалке, применяется
чугун следующего состава (в %): 2,5—2,7 С; 0,9—1,1 Si; 0,3— 0,4 Мп;
S до 0,08; 0,1—0,2 Р; 4,0—4,5 Ni; 0,3—0,5 Мо.

Закалка этого чугуна производится при температуре 880—900°,
после чего дается отпуск при температуре около 400° для снижения
твердости.

Для рубашек цилиндров двигателей с толщиной стенок 40—100 мм
применяют хромомолибденовый чугун состава (в %): 2,9—3,2 С;
2,0—2,4 Si; 0,8—1,2 Мп; S до 0,12; Р до 0,15; 0,5—0,7 Сг; 0,6—0,7 Мо.

В случае более толстых стенок применяют никельхромомолибде-
новые чугуны состава (в %): 2,9—3,2 С; 1,4—1,7 Si; 0,7—1,0 Мп;
S до 0,12; Р до 0,15; 1,8—2,0 Ni; 0,4—0,8 Сг; 0,4—0,6 Мо.

Применяется в качестве термостойкого чугун следующего
состава (в %): 3,0—3,5 С; 1,7—2,4 Si; 0,6—0,8 Мп; 0,8—1,5 Мо;
1,5—2,0 Ni; Сг до 0,4; Р до 0,3; S до 0,1. Этот чугун обладает
28—37 кПмм\ его длительная прочность (в течение 100 час. при
температуре 400°) равна 10 кПмм2, а при температуре 500° равна
6 кПмм2.

Для некоторых ответственных деталей станков применяют также
чугун с игольчатой структурой, который содержит сверх обычных
элементов молибдена 0,3—0,5% и никеля 1,5—2,5%. Путем изо-
термической закалки с выдержкой при температуре порядка 320°
в течение примерно 5 час. этот чугун дает вь 65—70 кПмм2.

Согласно [94], в дизелестроении применяется теплоустойчивый
серый чугун на игольчато-трооститной основе (для отливок толщиной
до 100 мм) с содержанием: 2,8—3,2% Соб\ 1,5—2,0% Si; 0,1—0,15% Р;
1,5% Мо; 1,5% Ni. Этот чугун имеет вь 43,0 кПмм2 и из него произ-
водят: рычаги управления, коленчатые и кулачковые валы, шестерни,,
рукоятки пусковых аппаратов, седла клапанов, кожухи цилиндров.
В тех случаях, когда отливки получаются в литом состоянии с мар-
тенситной основой им дают четырехчасовой отжиг при 350° для пере-
вода в трооститную основу. В зависимости от толщины отливок коли-
чество никеля увеличивают до 5,0%.
ГЛАВА VI

ОСНОВНЫЕ МАРКИ КОВКОГО ЧУГУНА И ОСОБЕННОСТИ
ЕГО ПОЛУЧЕНИЯ

1. МАРКИ КОВКОГО ЧУГУНА И ИХ ОСОБЕННОСТИ

Главная особенность производства ковкого чугуна — это полу-
чение путем отжига белого чугуна ферритной, ферритно-перлитной
или перлитной основы, пронизанной углеродом отжига различной
компактности и округленности, чаще хлопьевидным. Отжиг можно
производить двумя способами: обезуглероживанием или графити-
зацией. Способ обезуглероживания примерно до 2% и ниже широко
применялся раньше в связи с высоким содержанием углерода в вагра-
ночном чугуне (3,4—3,6%). В настоящее время в связи с тем, что
при плавке в вагранке получается пониженное содержание углерода
(ниже 3,0%), графитизирующий отжиг стал применяться значительно
больше. Поскольку малоуглеродистые чугуны требуют большего
нагрева жидкого чугуна, широко распространена плавка дуплекс-
процессом.

Графитизирующий отжиг доступнее и экономически выгоднее
обезуглероживающего отжига и передовые заводы теперь его стали
часто применять.

Поскольку для отжига изделия в литом состоянии должны быть
насквозь отбеленными (графита допускаются следы), сечения стенок
допускаются небольшими (редко превосходят 50—60 мм) и содержат
кремний в незначительном количестве.

При графитизирующем отжиге содержание кремния в отливках
должно быть хотя и меньше, чем в сером чугуне, однако достаточно
большим — на границе перехода чугуна в половинчатый. Это на прак-
тике легко контролируется технологическими пробами — образцы
диаметром, равным толщине отливок, отбеливаются насквозь,
а несколько большего диаметра получаются с вкраплениями серого
чугуна.

Можно, конечно, получить отливки из белого чугуна за счет
уменьшения содержания кремния, значительно большей толщины.
Но в этом случае их почти невозможно отжечь графитизирующим
способом.

Что же касается обезуглероживающего отжига, то он требует
<еще более тонких отливок, не более 20—30 мм, поскольку скорость
138
обезуглероживания определяется скоростью растворения цементита
и диффузии углерода от центра к поверхности стенок-отливки.

Продолжительность отжига возрастает в квадрате по мере увели-
чения толщины отливки, что становится практически невыгодным.

Согласно ГОСТу 1215-59, ферритный ковкий чугун, получен-
: ный графитизирующим отжигом, должен обеспечить следующие
! качества (табл. 14).

Таблица 14

Марка Gb в кГ/мм? не менее б % на образцах . диаметром 8—16 мм не менее НВ не более
КЧ 37-12 37 12 163
КЧ 35-10 35 10 163
КЧ 33-8 33 8 163
КЧ 30-6 30 6 163

В США получают также ферритный ковкий чугун с 38 кГ/мм2,
и S — 18%.

Несмотря на то, что графитизирующий способ не требует обез-
углероживания, в практических условиях (если не создавать спе-
циальной атмосферы), некоторое обезуглероживание отливок
на поверхности все же происходит, что приводит к образованию без-
графитной каймы на 1—2 мм, которая в зависимости от степени
обезуглероживания может быть от перлитной до ферритной.

Влияние толщины стенок на свойства ковкого чугуна меньше
сказывается, чем на свойства серого чугуна, поскольку требуемая
структура здесь не зависит от скорости охлаждения, а регулируется
режимом отжига. Однако и в этом случае она оказывает свое влия-
ние, так как свойства в известной степени зависят и от величины
зерна. По данным (5,173), если принять свойства образца диаметром
12 мм из ковкого чугуйа за эталон, то получаются следующие откло-
нения:

Диаметр в мм......................... 8 16 20 24 28

Сь в кГ/мм?........................+2,5 —2,0 —3,5 —5 —6

6Ь в %.............................+0,8 -0,6 -0,7 -3,3 -4,1

Согласно старому ГОСТу, ковкий чугун, получаемый обезуглеро-
живающим способом, должен был иметь следующие качества
(табл. 15).

При тонких отливках (3—5 мм) структура часто получается
насквозь ферритной; удлинение в этом случае может составлять
15—20%. Если же отливки более толстые, то структура неоднородна,
с поверхности — феррит, а по мере удаления от поверхности вглубь
она постепенно переходит в ферритно-перлитную и чисто перлитную
с включениями углерода отжига. Соответственно повышается предел
прочности при растяжении. • ✓
Марка в кГ/мм2 не менее Относительное удлинение в % НВ не более
Образцы диа- метром 16 мм не менее Образцы диа- метром 12 мм не менее
КЧ 40-3 40 3 4 201
КЧ 35-4 35 4 5 201
КЧ 30-3 30 3 4 201

Практика обезуглероживающего способа сводится к тому, чтобы
отливки из белого чугуна состава в %: 3,2—3,6 С; 0,5—0,7 Si;
0,3—0,4 Мп; S до 0,2; 0,1—0,15 Р отжигались в смеси, состоящей
из свежей руды с отработанной рудой, или окалины и песка.

Приведенный состав чугуна удобен тем, что в процессе отжига
цементит долго не распадается, так как в нем кремния мало и сера
не сбалансирована с марганцем.

Обезуглероживание происходит, минуя графитизацию. Если бы
вначале происходила графитизация, то обезуглероживание тре-
бовало бы весьма длительного времени на растворение графита.
В данном же случае, по мере обезуглероживания поверхности и воз-
никновения градиента концентрации атомы (ионы) углерода диф-
фундируют из цементита и аустенита к поверхности отливки и
сгорают.

Обычно обезуглероживающий отжиг ведется при 1020—1050°
в течение нескольких суток. За это время часть углерода сгорает
в поверхностных слоях, а часто остается в чугуне, поскольку цемен-
тит не успевает полностью раствориться. Когда оставшаяся часть
цементита распадается на углерод отжига и графит, процесс закан-
чивается. После этого дают медленное охлаждение до 600° в течение
20—25 час.

Такое медленное охлаждение требуется для того, чтобы про-
исходило выравнивание концентрации углерода между поверх-
ностью и сердцевиной и чтобы не отслаивалась поверхность. Согласно
[172], причиной поверхностного отслаивания является насыщение
серой из атмосферы и руды.

Последние годы в Германии длительность процесса значительно
сократилась, так как отжиг стали проводить в обезуглероживающем
газе, например, 27—30% СО; 7—10% СО2; -24—20% Н2; 16—
19% Н2О, остальное азот; такой газ не окисляет железо.

При обезуглероживающем отжиге наряду с обезуглероживанием
происходит частично и графитизация, а структура металлической
основы становится, главным образом, перлитной, поскольку содер-
жание кремния недостаточно для второй стадии графитизации за дан-
ный период времени.
Перлитные ковкие чугуны обладают высокой прочностью. Однако
эти свойства могут быть получены и при графитизирующем отжиге.

В этом отношении следует отметить широкое применение перлит-
ного ковкого чугуна в США [1, 24, 41, 112, 113, 114, 131].

ГОСТ 1215-59 рекомендует марки перлитно-ферритного и пер-
литного ковкого чугуна (табл. 16), получаемых графитизирующим
отжигом.

Таблица 16

Марка Показатели механических свойств
Предел прочно- сти при растя- жении в кГ/мм2 не менее На образцах ’ 8—16 м м относительное удлинение в % не менее Твердость по Бринелю в кГ/мм2 до
КЧ 45-6 45 6 •241
’КЧ 50-4 50 4 241
КЧ 56-4 56 4 269
КЧ 60-3 60 3 269
КЧ 63-2 63 2 269

Чем меньше углерода отжига, больше сфероидизирован перлит
и больше феррита, тем больше пластичность чугуна; чем больше
количество перлита, особенно пластинчатого, и меньше углерода
отжига, тем прочнее чугун.

Наиболее высокие свойства ферритного ковкого чугуна, обладаю-
щие одновременно повышенной прочностью и пластичностью, полу-
чаются, главным образом, за счет снижения содержания углерода
(около 2,2—2,6%) при содержании 1,0—1,4% кремния.

Наиболее распространенные составы ферритного ковкого чугуна,
получаемого графитизирующим отжигом, находятся в следующих
пределах (в %): 2,4—2,8 С; 0,3—0,5 Мп; 0,08—0,12 S; Р до 0,2;
0,8—1,4 Si из расчета на белый чугун в зависимости от толщины
стенки (см. номограмму, фиг. 62). Хром нежелателен, так как задер-
живает графитизацию. Однако, поскольку он часто попадает в вагра-
ночную шихту вместе с стальным скрапом, была установлена возмож-
ность содержания хрома до 0,06% без увеличения содержания графи-
тизирующих примесей и существенного удлинения циклов отжига
1116].

2. ОСНОВЫ УСТАНОВЛЕНИЯ РЕЖИМА ОТЖИГА ФЕРРИТНОГО
КОВКОГО ЧУГУНА

В соответствии с диаграммой состояния Fe—С режимы отжига
белого чугуна для получения структуры феррит и углерод отжига
Должны в принципе состоять из пяти периодов и могут иметь для
четвертого периода два варианта (фиг. 83, а и б).
Первый период (77i) — нагрев изделий до высоких температур
(выше эвтектоидного интервала).

Второй период (П2) — выдержка с целью разложения эвтекти-
ческого цементита (первая стадия графитизации).

Третий период (77 3) — промежуточное охлаждение для выделения
из аустенита вторичного графита на образовавшихся ранее графит-
ных включениях (промежуточная стадия графитизации).

Четвертый период (774) — эвтектоидное превращение аустенита
с образованием феррита и укрупнением ранее образовавшихся гра-
фитных включений (вторая стадия графитизации). Согласно
варианту «а», эвтектоидное превращение происходит медленно

Фиг. 83. График отжига на ферритный ковкий чугун (схемы).
а — медленное прохождение эвтектоидного интервала; б — быстрое
прохождение эвтектоидного интервала и длительная выдержка чуть
ниже этого интервала.

в интервале примерно между 760—720° с непосредственным превра-
щением аустенита в феррит и графит. Согласно варианту «б», эвтекто-
идное . превращение происходит быстро с образованием перлита,
затем при максимально высокой температуре в подкритическом интер-
вале (порядка 720°) эвтектоидный цементит графитизируется через
ферритную основу. Вариант «а» более целесообразен, поскольку
вторая стадия графитизации при этом происходит,€минуя образова-
ния перлита, и основная масса углерода с образованием графита
диффундирует при более высоких температурах.

Пятый период (775) — окончательное охлаждение.

Для установления режимов отжига стремятся в первую очередь
знать длительность каждой стадии графитизации при разных составах
чугуна и при различных температурах.

В табл. 17 и фиг. 84 представлены данные, характеризующие
длительность графитизации первой и второй стадий после индиви-
дуального нагрева отливок в лабораторных условиях.

Промежуточная графитизация обычно требует скорости охлажде-
ния не более 200—2507час., т. е. производится за 1,5—2 часа.

Из табл. 17 видно, что чем выше температура, тем быстрее про-
исходит распад цементита. В соответствии с этим, наибольшая ско-
рость графитизации первой стадии получается при 1050°. При
более высокой температуре графитизация шла бы еще быстрее,
однако форма графита при этом стала бы вытянутой, что нежела-
тельно.
Продолжительность графитизации чугуна в зависимости от температуры
первой стадии и содержания кремния

Содержание кремния в % Температура первой стадии графитизации °C Продолжи- тельность второй стадии в час.мин. при 720®
1050 985 930 875 845 800
Продолжительность графитизации в час. мин.
0,9 1,0 1,1 1,2 1-45 1-30 1-15 1-00 3-50 3-15 2-20 2-10 11-30 3-40 3-00 6-30 27-15 23-10 19-15 15-20 37-00 31-30 29-30 20-40 54-00 48-40 42-00 34-15 12-50 11-15 9-40 8-10

Примечание. Эти данные справедливы для отливок со стенками толщиной
до 15—20 мм. При большей толщине отливок (более 35 мм), в особенности, если
жидкий чугун не подвергался модифицированию, продолжительность графитизации
увеличивается вдвое.

Если для чугуна с 0,9% Si сложить длительность графитизации
первой стадии при 1050° с длительностью промежуточной и'второй
стадий, получается общая продолжительность около 17 час. Если же
проводить первую стадию при 930°, то общая сумма получается 27 час.

Фиг. 84. Влияние температуры на длительность графитизации
белого чугуна с различным содержанием кремния (первая
стадия графитизации).

Соответственно для чугуна с 1,2% Si получается 11 и 17 час.
Между тем практические режимы графитизирующего отжига на боль-
шинстве заводов ранее составляли около 100—120 час., а после
проведения ряда исследований и применения ряда мер на многих
заводах практические режимы сокращены до 50—60 в печах с пла-
менным нагревом и до 30—40 час. в электропечах с нейтральной
атмосферой.

К мерам, ускоряющим графитизацию отливок, относятся в первую
очередь увеличение (по возможности) содержания кремния, раскис-
ление и модифицирование чугуна, повышение температуры отжига
до 1050°, предварительная низкотемпературная выдержка модифи-
цированного белого чугуна в течение 6—8 час. в температурном
интервале 300—400°, предварительная закалка белого чугуна.

Перечисленные мероприятия вызывают главным образом увели-
чение количества графитных центров, что значительно ускоряет
первую и вторую стадии и в конечном итоге в зависимости от эффек-
тивности мероприятия дают сокращение общей длительности графи-
тизации примерно до приведенных ранее минимальных значений дли-
тельности. Фактическое сокращение длительности отжига снижено
с 100—120 до 50—60 час., что однако еще в 3 раза превосходит
теоретическое необходимое время для графитизации.

Вышеприведенные цифры указывают, что главное сокращение
было достигнуто за счет улучшения работы печей и изменения харак-
тера отжига в них. Резервы дальнейшего сокращения длительности
отжига лежат не только в особенностях отливок, но и в характере
работы печей.

Часто появляются способы ускоренного отжига, которые якобы
ускоряют его в несколько раз, однако применение их на практике
не дает существенного эффекта, вследствие того, что при их реклами-
ровании приводятся лабораторные исследования на образцах и от-
дельных отливках без учета характера отжига в реальных печах.

В свое время автором был установлен эффект образования боль-
шого количества графитных центров и ускорение графитизации под
электротоком [117]. Это явление объяснялось различной электро-
проводностью аустенита и цементита и наличием вследствие этого
большей плотности тока на разделе фаз. И. И. Хорошев считает,
что не меньшее значение имеет также быстрота нагрева на возникно-
вение напряжений второго рода в цементите.

Если электрографитизация является весьма удобным методиче-
ским средством, то быстрый нагрев в жидких соляных ваннах может
иметь и практическое значение. ЦНИИТМАШ разработал такой спо-
соб отжига, который был внедрен на заводе «Борец» для первой
стадии графитизации. Окончательный отжиг ведется в электрической
камерной печи [118, 142]. ’ <

Отжиг для первой стадии графитизации велся при 1030—1050°
в соляной ванне, имеющей состав: 70% хлористого бария и 30%
хлористого натрия. Пока отливки графитизируются в соляной ванне,
следующая партия отливок в подвешенном состоянии над ванной
нагревается. После отжига детали помещаются в специальный
колодец для медленного охлаждения. Из колодца детали передаются
в камерную печь для последующего отжига.

Длительность отжига в соляных ваннах для первой стадии гра-
фитизации приближается к лабораторным' условиям, не превышает
2 час. и в чугуне может содержаться до 0,12% хрома. Однако такой
отжиг имеет и свои недостатки: малая емкость ванны, малая стой-
кость электродов, ограниченность применения однотипных отливок
соответствующих габаритов, необходимость отжига в двух печах
и т. д.
Очень часто отжиг ведется в крупногабаритных печах (ка-
мерных или туннельных) с пламенным или электронагревом в мето-
дических печах. В последнем случае представляется возможным
создать безокислительную, контролируемую атмосферу [119], что
освобождает от необходимости упаковывать изделия, в песке, сильно
экономит расход отжигательных коробов (горшков) и быстрее нагре-
ваются отливки. Для этой цели также подходят щелевые методи-
ческие печи с электронагревом или с газовым нагревом при посред-
стве радиационных труб.

Поскольку в крупногабаритных печах, несмотря на ряд специаль-
ных мер, труднее регулируется температура, медленнее осущест-
вляется нагрев и имеет место большой перепад температур в разных
местах печи, максимальная температура отжига обычно бывает
ниже 1000° и, вследствие этого, требуется много времени на графи-
тизацию.

Попытки применить предварительную закалку белого чугуна,
которая дает многократное увеличение графитных центров (1600—
4000 на 1 мм2 вместо нескольких десятков), что значительно ускоряет
графитизацию [1 ], большого распространения не получили,
поскольку это связано с опасностью образования закалочных трещин
и сильной деформации отливок.

Наилучшие результаты дает применение оптимально ускорен-
ных режимов отжига, которые учитывают особенности отливки
и отжигательных печей и охватывают следующие положения:

1. Состав белого чугуна должен быть максимально графитизируе-
мым за счет повышенного содержания кремния и модифицирования
алюминия. ,

2. По ходу нагрева изделий надо проводить медленный нагрев
или низкотемпературную выдержку модифицированных 0,01—0,02 А1
отливок в температурном интервале 300—400° в течение 6—8 час.

3. При расчете режима отжига надо учитывать, что эвтектический
цементит распадается при нагреве и охлаждении выше эвтектоидного
превращения.

Первое положение общеизвестно, имеет достаточно большую дав-
ность применения и в дополнительных объяснениях не нуждается.
Значительный эффект сокращения длительности отжига стал возмож-
ным после разработки и применения второго и третьего положений,
на которых следует особо остановиться.

Метод предварительной выдержки белого чугуна при 300—400°
дает эффект увеличения скорости графитизации при последующем
отжиге за счет увеличения количества графитных центров [125].

Исследования показали, что одна низкотемпературная выдержка
не дает очень значительного эффекта, точно так же незначителен
эффект одного модифицирования. Совместное же сочетание модифи-
цирования с низкотемпературной выдержкой дает весьма значитель-
ный эффект образования центров и ускорения графитизации [120].

На основании этих данных наш диссертант впоследствии канд.
техн, наук Б. Ф. Соболев провел большое исследование и успешно
применил новый метод на автозаводе им. Лихачева [121 ].
Исходя из теоретических соображений, мы низкотемпературную

выдержку назвали искусственным старением.

На фиг. 85—87, приведены исследования И. И. Хорошева, из кото-
рых видно, что наибольшее количество графитных центров образуется
при сочетании модифицирования 0,02% А1 с искусственным старением
в температурном интервале 300—400°. Из этих же фигур также

видно, сколь эффективно сказывается это совместное влияние на про-
должительность графитизации первой и второй стадий графитизации.

„ Согласно Я. В. Гречному, ана-

Фиг. 85. Зависимость между числом
зародышей на 1 лгл2 и низкоструктур-
ной выдержкой чугуна диаметром
16 мм состава (в %):

2,656 С; 0,49 Мп; 1,26 Si; 0,143 S; 0,13 Р;
0,05 Сг. Выдержка при каждой температуре
4 часа. Интервалы через 50°, а при 210 —
460° через каждые 20°.

логичный результат дает модифи-
цирование в сочетании с естест-
венным старением (многомесячное
вылеживание).

До сих пор нет полноценного
объяснения причин, вызывающих
столь резкий эффект увеличения
количества графитных включений
и ускорения графитизации. Изве-
стное значение имеет выделение
из феррита растворенного водо-
рода при искусственном старении,
вследствие чего в цементите воз-
никают напряжения и он стано-
вится менее устойчивым [32].

Согласно И. И. Хорошеву,

искусственное старение приводит
к объемным изменениям в чугуне:
цементит деформируется, в нем
возникают напряжения второго
рода и, вследствие этого, он ста-
новится менее устойчивым.

Не меньшее значение имеет и

модифицированйе алюминием. При
его присадке удаляются кислород и азот, тормозящие графитизацию.
По данным Б. Ф. Соболева, при модифицировании алюминием
насыщенность углеродом аустенита уменьшается более чем на 0,1 % >

что соответственно увеличивает перепад концентрации.

Сказанное дает основание полагать, что модифицирование
алюминием в сочетании с искусственным старением дегазирует
чугун, делает цементит менее стабильным и увеличивает коэф-
фициент диффузии углерода через твердый раствор, а это в свою
очередь в соответствии с диаграммой изотермического распада
цементита (фиг. 45) приводит к уменьшению длительности инку-
бационного периода и к образованию большого количества графит-
ных центров (200—250 на 1 мм2) за счет пограничного распада
цементита.

Появление графитных центров создает перепад концентрации
между границами твердый раствор — цементит и твердый раствор —
графит.
Согласно первому закону Фика, скорость диффузии для нашего
случая можно написать так:

т / _dm у* de tpi

V - Hi--^-RdF*n’

где ДУг — коэффициент диффузии углерода;

de — разность концентрации углерода на границах раздела
фаз твердый раствор — цементит и твердый раствор —
графит;

7? — расстояние между цементитными и графитными вклю-
чениями (путь диффузии);

— уменьшение площади поверхности цементитных вклю-
чений за время dx\

п — число цементитных включений.

Фиг. 86. Продолжительность первой
стадии графитизации при 1000° в зави-
симости от числа гнезд углерода отжига
на 1 мм2 для чугуна с 0,8 и 1,16% Si,
модифицированного алюминием и под-
вергнутого искусственному старению
при 200—400° — 4 часа.

Фиг. 87. Продолжительность 2-й стадии
графитизации при 760—680° в зависи-
мости от числа зародышей на 1 мм2
и содержания кремния (проведена пер-
вая стадия, см. фиг. 86).

У модифицированного и состарившегося белого чугуна коэффи-
циент диффузии углерода (ДУг) и перепад концентрации (de) увели-
чиваются, а путь диффузии (R) уменьшается, поскольку с появлением
большого количества графитных зародышей уменьшается расстояние
между цементитными и графитными включениями.

Все вместе взятое приводит к увеличению скорости графитизации
белого чугуна.

В ранних работах автора [122] блыо установлено, что во время
нагрева отливок из белого чугуна выше эвтектоидного интервала
и промежуточного их охлаждения происходит графитизация и тем
в большей степени, чем длительнее эти периоды, а поэтому для каждой
печи в зависимости от ее характеристики и состава отливок существует
своя оптимальная (максимальная) температура, при которой совер-
шенно не требуется никакой выдержки, она должна быть не выше
1050°. Эта температура снижается при улучшении графитизуемости
отливок, медленнее нагрев и промежуточное охлаждение. Стремление
10* 147
к более высокой температуре влечет за собой снижение производи-
тельности печи, нерациональную трату тепловой энергии и ухудшение
качества изделий.

Если максимальная температура в данном случае технически
недостижима, необходимо дать выдержку для разложения только

остатка эвтектического цемен-
тита. Более длительная вы-
держка нецелесообразна.

Печи, как было указано,
применяются туннельные и ка-
мерные. Наиболее современные
приведены в [1].

Принципиально все печи
могут быть разделены на четыре

Фиг. 88. Принципиальные схемы кривых группы (фиг. 88), если рассмат-
отжига для различных печей. ривать их тепловые особенности

! . в условиях нагрева и охлаж-

дения выше 600°, т. е. в интервалах, где практически происхо-

дит распад эвтектического и эвтектоидного цементитов:

1. П$чи, в которых быстро осуществляется нагрев и промежуточ-
ное охлаждение. Для этих печей максимальная температура должна
быть высокой, но не свыше 1050°.

Фиг. 89. Влияние приведенной скорости нагрева, охлаждения
и длительности выдержки на выбор температуры отжига
для чугуна с содержанием 0,9% Si.

2. Печи, в которых происходит медленно нагрев и промежуточ-
ное охлаждение отливок. Для этих печей максимальная температура
является наиболее низкой. Практика показывает, что она может
снизиться до 900°. В этой печи общий оптимальный режим является
наиболее длительным, но он все же является ускоренным по сравне-
нию с режимами, не учитывающими эти особенности.

. 3. Печи, в которых происходят быстрый нагрев и медленное
промежуточное охлаждение.
4. Печи, в которых происходит медленный нагрев и быстрое
промежуточное охлаждение.

Для печей третьего и четвертого типов общая длительность
является промежуточной между длительностями для печей первого
и второго типов.

На фиг. 89 и 90 представлены разработанные автором кривые
для выбора максимальной температуры отжига при разных содержа-
ниях кремния в зависимости от приведенной скорости нагрева и охла-
ждения отливок в печи и заданной выдержки.

Фиг. 90. Влияние приведенной скорости нагрева, охлаждения
и длительности выдержки на выбор температуры отжига дЛя
чугуна с содержанием 1,1% Si.

Из этих кривых видно, что можно отказаться от всякой выдержки
при максимальной температуре, если приведенная скорость не пре-
восходит 25—30° в час. При большей скорости максимальная темпе-
ратура начинает приближаться к предельной (1050°) и необходима
выдержка около 2 час.

Использование разработанных кривых, рационализация печного
хозяйства и отказ от упаковки изделий в песке в значительной
степени сократили длительность отжига ковкого чугуна на многих
заводах.

Кроме учета распадающегося цементита во время нагрева и про-
межуточного охлаждения отливок, большое значение имеют быстрое
охлаждение изделий после завершения второй стадии графитизации,
легкая регулируемость и быстрота нагрева.

Исследования показали, что наилучший эффект, который дости-
гается в электрических печах, получается за счет того, что там нет
необходимости применять упаковку изделий в песке, поскольку
там нет сильно окислительной атмосферы. Этот же результат дости-
гается в щелевых печах с весом садки на поддоне около 400 кг.-

Устранение засыпки приводит к некоторому увеличению коро-
бления отливок, которое устраняется рихтовкой на прессах.
Засыпка (упаковочный материал) наиболее сильно тормозих
быстрый нагрев и регулировку температур. Чем быстрее происходит
нагревание печи, тем больше разность температур между наруж-
ной зоной (горшки) и внутренней зоной (отливки).

Исследование работы неэлектрической камерной печи (отжиг
с засыпкой) показало, что при достижении снаружи горшка темпе-
ратуры 920° внутри горшка температура составляла 800°, а при
температуре снаружи горшка 1100° внутри горшка температура
была 870°.

Таким образом, при наличии упаковочного материала требуется
очень много времени как для нагрева и охлаждения отливок, так
и для выравнивания температуры внутри и снаружи горшков.
Точно также, чем выше намеченная температура нагрева печи, тем
больше времени требуется для ее достижения.

Отсюда можно сделать вывод, что одно из главнейших условий
ускоренного отжига в любых печах — это устранение засыпки.
Мнение, что в неэлектрических камерных печах трудно быстро
нагреть печь ошибочно, именно потому, что в обычных печах
имеется пламя, которое омывает горшки, и при отсутствии песка
в них гораздо легче достичь нужной температуры.

Задача заключается в том, чтобы соответствующим образом на-
правлять это пламя, что зависит от правильной конструкции печей.

Для уменьшения коробления отливок (при отжиге без засыпки)
достаточно следующее: хорошая укладка литья, устройство подкла-
док, перекладин между горшками и т. п. (с целью предохранения
изделий от восприятия тяжести отливок, находящихся в верхних
горшках).

Это стало достаточно известно после устранения засыпки при
отжиге в электропечах.

Для достижения большего эффекта в уменьшении длительности
отжига и сокращении расхода топлива были разработаны специаль-
ные конструкции горшков с песочными затворами, позволяющие
производить отжиг в неэлектрических печах без упаковки изделий
в песок.

Для осуществления возможности быстрого охлаждения отливок
после отжига обычно камерная печь делается с выдвижной вагонет-
кой (подом).

Возможность быстрого охлаждения после отжига с температурой
720—600° имеет существенное значение не только с точки зрения
экономии времени, но и в целях избежания получения хрупкого
чугуна с так называемым «белым изломом».

Причина возникновения этого дефекта структуры точно не уста-
новлена, но связана с состоянием границ ферритного зерна.
Дефектность возникает в случае быстрого охлаждения отливок
из интервала температур 600—300°; повышение содержания фос-
фора способствует ее возникновению. Предупреждение дефект-
ности возможно достичь медленным охлаждением отливок до
температур 250°. Устранение указанной дефектности возможно
также дополнительной термической обработкой — нагревом отли-
150
Фиг. 91. Схема оптимально-
ускоренного режима отжига.

оптимальными режимами

, вок до 650° С с последующим относительно быстрым охлаждением
их в воде или масле. Следует иметь в виду, что отсутствие контро-
лируемой нейтральной атмосферы в печах и недостаточное предо-
хранение от окислительного пламени часто приводят к обезуглеро-
живанию поверхности отливок и к образованию перлитной каймы,
снижающей пластичность ферритного чугуна. Перлитная кайма полу-
чается вследствие понижения числа графитных центров, уменьшения
количества углерода у поверхности и перераспределения карбидо-
образующих элементов (Сг, Мп и др.) [ ’

Существующие режимы отжига мож-
но разделить на три группы:

1. Обыкновенные технически недо-
статочно обоснованные режимы отжига.
При таких отжигах практикуется слу-
чайные режимы, механически перене-
сенные с других заводов без должного
учета специфики своих отливок и отжи-
гательных печей. Такие режимы обычно
оказываются наименее рациональными
и наиболее длительными.

2. Оптимальный режим отжига. Под

отжига [24] подразумевается отжиг, при котором учитываются
количество разложившегося эвтектического цементита во время
нагрева и промежуточного охлаждения, отжиг без упаковки в песке
и рационализация печей. Это значит, что оптимальный режим отжига
учитывает не только особенности отливок, но также скорость нагрева
и охлаждения, количественно зависящие от тепловых и конструк-
тивных особенностей печей, в которых осуществляется отжиг.

3. Оптимально-ускоренные режимы. Под оптимально-ускорен-
ными режимами подразумевается отжиг, длительность которого

. сокращена за счет специальных дополнительных мероприятий,
направленных к повышению склонности чугуна к графитизации.
К ним относится, в первую очередь, модифицирование в сочетании
с предварительной выдержкой отливок при температуре 300—400°.

Установление оптимально-ускоренного режима отжига и его
длительности в каждом отдельном случае может быть произведено по
следующей схеме (фиг. 91) как сумма длительностей отдельных
периодов (Поб = П1 + П2 + П3 + /74 + П5).

Нагрев изделий от комнатной температуры до максимальной
наиболее выгодный для данных конкретных условий, вклю-
чает медленное шестичасовое прохождение температурного интер-
вала между 300—400° для искусственного старения (Л\). Длитель-
ность Пг определяется нагревательной способностью печи плюс
6 час. на искусственное старение.

Выдержка изделий при Тмакс {П2). Длительность этой выдержки

, может быть определена из фиг. 89 или 90, если известна Vnp (при- 4
веденная скорость нагрева и охлаждения выше эвтектоидного интер-.
вала температур) и возможная максимальная температура в печи.
Наоборот, зная Vnpue и желательную минимальную выдержку,
можно по этим фигурам установить Тмакс. Если отказаться от всякой
выдержки, то Тмакс можно установить также по следующей рабочей
формуле

^ = 900 + 20/7^.

Приведенная скорость нагрева и охлаждения в гр/час определяется
экспериментально для каждой печи.

V 1°°

* пр П I П ’

"800—900° । "900—800°

где //goo-goo» — продолжительность нагрева отливок в час. от 800
до 900° в данной печи; '

77900-800» — продолжительность охлаждения от 900 до 800°
в час.

Промежуточное охлаждение от Тмакс до эвтектоидного превра-
щения (773). Эта длительность зависит.от способности печи к охла-
ждению и определяется для каждой печи экспериментально.

Длительность второй стадии графитизации (774) определяется
из табл. 17.

Окончательное охлаждение (77s) зависит от практически возмож-
ной скорости окончательного охлаждения и опасности появления
«белого излома».

На фиг. 92 приведены, по данным [225], практические режимы
отжига в камерных электрических 25-тонных печах Московского
автозавода им. Лихачева и Горьковского автозавода, в тоннельных
(пламенных) печах Люберецкого и Ростсельмаша, в камерной пламен-
ной печи завода «Красный Аксай», а также в электрической тон-
нельной печи Таганрогского завода, построенной по проекту Гипро-
автотракторопрома. По существу это две печи, следующие друг
за другом, отливки перемещаются на поддонах в два ряда высотой
одного горшка *.

Наилучший эффект получается, когда отжиг в электрических
или радиационных печах ведется в нейтральной атмосфере, например,

N2 —96 —99,5%,

СО <1,0%,

Н2<1%,
СО2<2%

с температурой точки росы 40°.

Несмотря на то, что отливки сельхозмашиностроения наиболее
тонкие, они на Люберецком заводе отжигаются очень долго, что объяс-
няется нерациональной методикой отжига (упаковка в песке, отсут-
ствие модифицирования в сочетании с искусственным старением).

Температуры в тоннельных печах указаны подсводовые, а не
в отливках.

* С введением на Таганрогском заводе трехчасовой низкотемпературной
выдержки в интервале 250—420° длительность отжига сократилось с 37 до 24 часов.
152
Ферритный ковкий чугун широко применяется в автомобиле-
строении, сельхозмашиностроении, вагоностроении и др. Ввиду
большой пластичности последние годы его стали применять для
производства кровельного листа бесслитковым прокато^м [123].

Непрерь/6-1
ные элек- [ j
тропечи для
раздельных

1000°
760°

700

стадий
отжига

kkl

| Всего 37часов

„Кр.Яксай*
Камерная
печь

750

19
1000'

700'

7 [ 7 { /2 | Всего 50часод

2,8

0,9

970° 950°
/чи
720

Московский
зил

350^

$8 j 1й--18 |б|з| 12 | Всего 5Ьчаса
960°

0,9

гяз е

700"

3k0

, а) до 25мм

| g ; /О | /2 I 16-18 [Всего 50часаВ

740°

Толщина отливок

Сз

1012

зигЛзо'

1100г

5) более 25мм
740°

РСМ
Тоннельная
печь

7 | | S

1010

13 | 22-24 \всегоб2часо
900°800о

600°

1,2

2,6

1,3

Люберецкий
завод

Тоннельная

печь

15 ! 10 I1 23

Всего 48часо8
1000°

750° __о

480*\

I | । Всего

12 । 10 I 22 \92ч\2,Ь5

1,25

300^^20

2,5

Фиг. 92. Практические режимы отжига.

Этот метод разработан А. В. Улитовским и Е. Г. Николаенко.
Он заключается в том, что «холодный», ваграночный чугун заливается
между специальными валками; когда жидкий чугун поступает
на валки, он сдавливается вращающимися валками и очень быстро
кристаллизуется, так как валки изнутри все время охлаждаются
протекающей водой. Лист может получаться весьма тонкий, 0,6—
1,2 мм.
Необходимо обращать особое внимание на температуру валков
и толщину листа. В случае перегрева валков выше 300° и толщины
листа более 1 мм становится опасным получение чугуна не насквозь
отбеленным, т. е. бракованным.

В целях получения большей жидкотекучести чугун должен
содержать достаточно углерода. Обычно применяют следующий
состав чугуна (в %): 3,4—3,2 С; 1,8—1,4 Si; Мп до 0,7; Р до 0,15;
S до 0,10; 0,15—0,2 Си. Медь дается для повышения коррозионной
стойкости.

Несмотря на высокое содержание углерода и кремния, лист после
прокатки получается насквозь отбеленным, что является следствием
малой толщины листа и быстрого его охлаждения.

Лента еще в красном, пластичном состоянии режется на листы
нужной длины, которые поступают пачками на отжиг. После отжига
получается структура ферритного ковкого чугуна. Предел прочности
при растяжении достигает 38 кПмм2, и относительное удлинение
до 5%.

Отжиг ведется при 920—950°, затем дается быстрое охлаждение
до 800° и медленное охлаждение с 800 до 650°. Общая длительность
отжига 12 час. Малая длительность графитизации объясняется высо-
ким содержанием кремния и углерода, а также большой измельчен-
ностью цементита.

3. ОСОБЕННОСТИ ПОЛУЧЕНИЯ ПЕРЛИТНОГО КОВКОГО ЧУГУНА

Ферритный ковкий чугун имеет предел прочности при растяжении
не более 40 кГ/мм2 при относительно высокой пластичности (относи-
тельное удлинение до 12—15%); твердость таких чугунов не превос-
ходит 163 НВ и он недостаточно износостоек.

Если сократить длительность четвертого периода (774), т. е. про-
водить его неполностью, то в структуре будет увеличиваться коли-
чество перлита и уменьшаться количество феррита и металлическая
основа станет перлитно-ферритной. По мере увеличения количества
перлита чугун становится менее пластичным, более твердым и проч-
ным. Такой чугун износостоек, а в ряде случаев и антифрикционен.
Ликвидация полностью периода П4 приводит к тому, что металли-
ческая основа становится почти сплошь перлитной с незначительной
оторочкой феррита вокруг графита. Такой чугун имеет аь около
55—60 кГ/мм2 и 6 1—2%. При малом содержании углерода в чугуне
{около 2%) оь может быть доведено до 65—70 кПмм\

Если увеличить в чугуне содержание марганца до 1,0—1,2%
с таким расчетом, чтобы Мп = 2S + 0,65, то вместо пластинчатого
перлита можно получить зернистый перлит. Однако в этом случае
режим отжига должен содержать период /74, который в данном слу-
чае предназначен не для ферритизации структуры, а для сфероидиза-
ции перлита. Такая сфероидизация получается благодаря марганцу,
тормозящему разложение эвтектоидного цементита.

Известный из литературы зетметалл имеет аь около 55 кГ/мм*
и 6 10—12%. Значительная пластичность при повышенной прочности
154
является следствием зернистого перлита при малом содержании
углерода.

Исходя из того, что в перлитном чугуне связанного углерода
около 0,8%, представляется возможным получить ваграночный
(высокоуглеродистый) перлитный чугун с малым содержанием угле-
рода отжига.

Например, при 3,2—3,4% Соб углерода отжига остается 2,4—2,6%,
т. е. примерно столько, сколько в малоуглеродистом ферритном
чугуне.

Это обстоятельство позволило автору разработать ваграночный
перлитный кокильно-ковкий чугун. Благодаря отливке в кокили чу-
гун получается белым при большом содержании углерода и кремния
и отжиг его требует весьма коротких режимов от 3 до 12 час., что зна-
чительно меньше, чем при отжиге обычного ковкого чугуна. Этот
чугун имеет временное сопротивление разрыву 45—60 кГ/мм\ отно-
сительное удлинение 2—6% и твердость по Бринелю 180—230.

Отличие такого ковкого чугуна от других видов ковкого чугуна
заключается в том, что он содержит много углерода — 2,8—3,5%,
в то время, как любой ковкий чугун — ферритный, перлитный или
ч перлитно-ферритный, — содержит в готовых изделиях углерода
меньше 2,8%. Кокильно-ковкий чугун с перлитной основой при
* малом относительном удлинении имеет высокую прочность.

При наличии в чугуне углерода более 2,8% его очень трудно
получить белым при отливке в землю для изделий сечением более
15 мм. Для этого требуется, чтобы чугун содержал мало кремния
(около 0,6%), или чтобы изделия отливались в кокили. Отливка
с содержанием кремния менее 0,6% затрудняет графитизацию,
а поэтому лучше допускать большее содержание кремния и изделия
отливать в кокили, если это позволяет их конфигурация. Изделия
толщиной до 15 мм из такого чугуна можно с успехом отливать
в землю.

В табл. 18 приводятся результаты исследования по ходу отжига
ваграночного белого чугуна состава: 3,1% С; 1,19% Si; 0,6% Мп;
0,156 S.

Исследования показали, что отжиг кокильно-ковкого чугуна
с малым удлинением может быть весьма коротким; в это время
должны входить: нагрев, выдержка на максимальной температуре
и относительно замедленное охлаждение до 720°. Дальнейшее охла-
ждение может быть проведено с любой скоростью.

Различные классы этого чугуна могут иметь относительное
удлинение от 2 до 6%, временное сопротивление разрыву от 40
До 60 кг/мм2, а твердость по Бринелю от 170 до 230. Более высокое
временное сопротивление разрыву и твердость соответствуют
чугуну с минимальным удлинением, и наоборот, большее удлинение
соответствует менее прочному чугуну.

Как указывалось, зернистый перлит получается при увеличении j
марганца до 1%. Такой же результат можно получить увеличением
содержания хрома до 0,2%. Указанные содержания не тормозят
первую стадию графитизации, но при длительной выдержке вэвтек-
Таблица IS

Термическая обработка Времен- ное со- против- ление разрыву в кг/мм2 Твер- дость по Бринелю Удлине- ние в % Микроструктура •
Выдержка при 970° 2 часа 59,6 302 1,23 Углерод отжига и цемен- тит. Феррит (~5%) окружает хлопья vr ТТРПГ> п я
Выдержка при 970° 15 час. 56,9 293 1,16 у I лсрид<1 Углерод отжига и пер- лит. Феррит (~5%) : окружает хлопья 1 углерода |
Выдержка при 970° 15 час., охлаждение до 800°, выдержка при 800° 4 часа 52,4 293 1,18 Углерод отжига, це- • ментит и перлит. । Феррит (~5%) окру- | жает хлопья углеро- 1 да ;
То же, плюс охлажде- ние с 800 до 700° вместе с печью в те- чение 1 часа 15 мин. 57,6 229 0,98 Углерод отжига и пер- ! лит. Феррит (~5%) । окружает хлопья | углерода ! ' * j

тоидном интервале получается не феррит, а сфероидизированный
перлит с повышенной пластичностью.

Известный интерес представляет антифрикционный перлитный
ковкий чугун состава (в %): 2,4—2,7 С; 1,0—1,4 Si; 1,0—1,5 Мп;
0,08—0,15S ; 0,08—0,1 Р; Сг до 0,07; Си 1,0.

Фиг. 93. Зависимость длительности рас-
пада эвтектического цементита в магние-
вом белом чугуне 2,07% Si от темпера-
туры [148].

Фиг. 94. Режим отжига на Горьков-
ском автозаводе:'

1 — ранее применявшийся режим; 2 —ре-
жим отжига после модификации Bi и В-

Практика показывает, что сфероидизация требует 20—30 час.
По данным П. П. Берга и Н. Д. Титова [130], добавка титана
0,05—0,12% приводит к ускорению графитизации первой стадии
и сфероидизации перлита. Малые дозы висмута и бора увеличивают
сквозную отбеливаемость чугуна до 100 мм толщины без существен-
ного ухудшения графитизуемости.
Одним из недостатков получения ковкого чугуна является огра-
ниченность толщины отливок. Значительные возможности раскры-
ваются при модифицировании жидкого чугуна специальными моди-
фикаторами (Bi, В, Те — в тысячных долях процента без учета потерь
при присадке), увеличивающими переохлаждение и отбеливание
отливки. При этом можно достигнуть толщину отбеливания до
до 80—90 мм.

При повышенном содержании кремния или дополнительном
графитизирующем модифицировании можно получить положитель-
ные результаты без увеличения длительности отжига [21].

Хорошие результаты, по данным М. Н. Кунявского и Д. Н. Худо-
кормова, дает также применение переохлаждающего модификатора
магний (фиг. 93).

На Горьковском автозаводе успешно применено совместное
модифицирование висмутом, бором и алюминием [219]. Состав
чугуна получается (в %): 2,4—2,6% С; 1,15—1,35 Si; 0,4—
0,48 Мп; S до 0,08; Р до0,08; Сг до 0,06; 0,015 А1; 0,003 Bi; 0,002 В.
Такое модифицирование дало возможность обойтись без пред-
варительной низкотемпературной выдержки и сократить цикл
отжига до 36 час. для тонкостенных отливок и до 39 час. для массив-
ных отливок (фиг. 94). '
ГЛАВА Vi'i

ОСНОВНЫЕ МАРКИ И ОСОБЕННОСТИ ПОЛУЧЕНИЯ
ОТЛИВОК ИЗ ВЫСОКОПРОЧНОГО ЧУГУН/) с ШАРОВИДНЫМ
ГРАФИТОМ

1. ОСНОВНЫЕ МАРКИ ЧУГУНА И ИХ ОСОБЕННОСТИ

Высокопрочный чугун с шаровидным графитом, получаемый
в литом состоянии, появился недавно (1947 г.). Вначале его получили
при модифицировании церием, теперь он чаще всего производится
с помощью магния. Эти модификаторы переохлаждают и отбеливают
чугун. Получение шаровидного графита в литом состоянии требует
также одновременного модифицирования жидкого чугуна перед
разливкой в формы также графитизирующим модификатором,
например, 75-процентным ферросилицием в количестве до 1%,
который предупреждает отбеливание чугуна.

Первые и наиболее эффективные работы по получению высокопроч-
ного чугуна с шаровидным графитом в СССР были проведены в
в ЦНИИТМАШе [132], в Институте машиноведения и сельскохо-
зяйственной механики АН УССР [133] и в НАМИ [42], за рубежом—
в Британском исследовательском обществе по чугунолитейному
производству (BCIRA) [134]. Кроме того, несколько специальных
книг, охватывающих работы многих исследователей, посвящены
также этому вопросу [1, 7, 9, 18, 58].

Присаживаемый в жидкий чугун магний, переохлаждает его граду-
сов на 40, что вызывает значительную отбеливаемость отливки, осо-
бенно в тонких частях. Отжиг белого магниевого чугуна приводит
к образованию графита шаровидной формы. В данном случае темпе-
ратура отжига значения не имеет в отличие от обыкновенного белого
чугуна, у которого температура отжига выше 1050° приводит к обра-
зованию пластинчатого графита. Магний не только округляет гра-
фит, который получается при распаде цементита, но графит кри-
сталлизуется шаровидным в процессе затвердевания, минуя обра-
зование эвтектического цементита, вследствие присадки графитизи-
рующего модификатора. Последний уменьшает переохлаждение, вы-
зываемое магнием (вместо 45—40 до 25°).

Получение шаровидного графита непосредственно в литом состоя-
нии требует не только двойного модифицирования (Mg и FeSi)>
но и несколько большего количества остаточного магния.
Способность магния сфероидизировать графит и переохлаждать
чугун является причиной частого получения свободного цементита
в структуре, устраняемого последующим отжигом.

При присадке магния в жидкий чугун часть его испаряется в про-
странство (MgMCZ2), а другая часть взаимодействует с элементами,
находящимися в чугуне. Количество без пользы испарившегося
магния зависит от способа его присадки и от температуры жидкого
чугуна.

Из элементов, находящихся в чугуне, магний взаимодействует
с кислородом, серой, кремнием и углеродом. Взаимодействие с кисло-
родом и серой приводит к образованию MgO и MgS, которые перехо-
дят в шлак, а взаимодействие с кремнием и углеродом привод! т
к тому, что магний распределяется между ферритом (так как в нем
растворен кремний) и графитом.

Магний, взаимодействующий с кремнием и углеродом, называется
остаточным (Mgocm), поскольку он остается в чугуне, не считая сле-
дов шлака, запутавшихся в расплаве.

Практика показывает, что остаточного магния для чугуна с сум-
мой углерода + кремния до 7% должно быть 0,04—0,08%. Верхний
предел относится к наиболее толстым отливкам, остывающим мед-
леннее. Если полагать, что около половины остаточного магния
находится вместе с кремнием в феррите, а около половины связано
с углеродом, и учитывая, что графита в чугуне примерно 2,5—3,5 % ^
а феррита более 90%, то процент магния в нем должен составлять
около 1%, а в феррите в несколько десятков раз меньше.

Можно считать экспериментально доказанным, что графит начинает
кристаллизоваться шаровидным в заэвтектическом чугуне в жидком
окружении непосредственно из жидкого раствора. Он также кристал-
лизуется шаровидным и при эвтектической кристаллизации внутри
аустенита. Он кристаллизуется шаровидным и при отжиге белого
чугуна.

Поскольку шаровидным графит кристаллизуется как из жид-
кого, так и из твердого растворов можно считать, что форма графита
навязывается не матрицей и не формой зародыша.

Ранее было показано, что остаточный магний растворяется в метал-
лической основе чугуна и диффундирует через нее к графиту, что
подтверждается наличием магния в графите [136], а также выталки-
вания части графита из раствора. Практика показывает, что чем
больше в магниевом чугуне углерода, свыше 2,6—2,8%, тем больше
его всплывает и уходит в шлак.

Наличие магния в графите и окружающем растворе (независимо
от того, жидкий ли он или твердый) является причиной округления
графита. Этому способствует повышенное натяжение между этими фа-
зами, которое возникает также потому, что чугун обессерен, раскислен
и несколько переохлажден, в особенности в тонких отливках.

Исходя из сказанного, можно 'принять, что количество магния„
необходимого для присадки (Mgnpuc), складывается из остаточного маг-
ния, магния на образование MgO и MgS и магния испаряющегося, т. е.

Mg„p„c = Mg

ост 4“ 75S + 1 ,$О2 + Mg«cn.
Из приведенного выражения видно, что уменьшение Млоис тре-
бует, чтобы:

а) был обеспечен минимальный расход магния на бесполезное
испарение, что приводит еще к излишней трате тепла на испаре-
ние;

б) чугун содержал меньше кислорода и особенно серы, поскольку
последняя в чугуне содержится в значительно больших количествах,
чем кислород. В этом отношении очень важно модифицировать чугун
с малым содержанием серы, например, плавкой в вагранке с основ-
ной футеровкой на основном шлаке.

Даже, когда речь идет об остаточном магнии, необходимо помнить,
что часть его идет на соединение с кремнием, а часть на соединение
с углеродом. С углеродом магний соединяется только после насыще-
ния силикожелеза. Это значит, что в случае нехватки Mgoc/n, графит
может оказаться недостаточно округленным и рыхлым, или наряду
с округленным компактным графитом, будет присутствовать много
пластинчатого графита. Поэтому остаточного магния должно быть
тем больше, чем больше в железе растворено кремния или других
примесей, способных взаимодействовать с магнием, с таким расчетом,
чтобы нужное количество хватило и на его взаимодействие с углеро-
дом.

К таким примесям относятся, например, алюминий, титан,
свинец, висмут, олово, которые, находясь в чугуне, взаимодействуют
с магнием, вследствие чего часть или весь графит оказывается пла-
стинчатым. С этой точки зрения данные примеси являются нежела-
тельными. Однако, если свинец, висмут или олово не являются рас-
пространенной примесью, то алюминий и титан довольно распростра-
нены и вероятность их попадания достаточно велика.

Исследования показывают, что титан начинает вредно сказы-
ваться, когда его содержится более 0,03%, а алюминий —когда
его более 0,2%. В обоих случаях необходимо соответственно увели-
чивать количество остаточного магния до 0,15%.

Шаровидная форма графита минимально ослабляет металли-
ческую основу. По этой причине высокопрочные чугуны получаются
хорбшими из вагранки и при относительно большом содержании
углерода. При повышении содержания углерода улучшаются жидко-
текучесть и реакция на предупреждение отбела при присадке в ковш
графитизирующего модификатора.

Поскольку остаточный магний растворяется в чугуне, он, по-види-
мому, пересыщает раствор углеродом, а поэтому модифицирование
его ферросилицием, создающее микронеоднородность, облегчает
выталкивание углерода из раствора; углерод при этом образует
центры графитизации. Поэтому эффект предупреждения перео-
хлаждения при присадке ферросилиция тем выше, чем более содер-
жится углерода в чугуне.

Твердость высокопрочного чугуна несколько больше твердости
серого и ковкого с аналогичной металлической основой. Это является
следствием растворения магния в металлической основе, большей
компактности графита и большего содержания кремния в феррите.
В связи с тем, что в высокопрочном чугуне имеется склонность
к образованию свободного цементита, нужная структура получается
в литом состоянии легче, если стенки отливок больше 20—30 мм.

Ценное свойство высокопрочного чугуна —это его высокая
квазиизотропия, например, прочность чугуна с увеличением тол-
щины отливок до 100 мм почти не изменяется, а при большей тол-
щине снижается незначительно. Коэффициент изотропии равен
0,04—0,17.

Очень часто высокопрочный чугун с шаровидным графитом
называют серым чугуном, потому что графит у него получается
в литом состоянии. Однако, если учитывать, что чугун имеет свою
специфику получения и что его структура и свойства очень близки
и даже превосходят структуру и свойства ковкого чугуна, то его
можно также назвать и ковким чугуном. Более правильно придер-
живаться самостоятельного названия «высокопрочный чугун с шаро-
видным графитом», принятого ГОСТом 7293-54. Основные свой-
ства высокопрочного чугуна с шаровидным графитом приведены
в табл. 19.

Таблица 19

Основные свойства высокопрочного чугуна с шаровидным графитом

Марки Механические свойства не менее
°ь в кГ/мм* °0,2 в кГ/жж2 ak кГм/см.2 6 в % НВ
ВЧ 45-0 45 36 — 187-255
ВЧ 50-1,5 50 38 1,5 1,5 187—255
ВЧ 60-2 60 42 1,5 2 197—269
ВЧ 45-5 45 33 2,1 5 170-207
ВЧ 40-10 40 30 3,0 10 156-197

Для всех марок ak определяется на образцах без надреза.

В связи с тем, что от марки чугуна ВЧ 45-0 не требуется отно-
сительного удлинения, графит в нем может иметь небольшую округ-
ленность.

Хотя чугун ВЧ 45-0 на относительное удлинение и ударную
вязкость не испытывается, однако последнее несомненно выше,
чем у серого чугуна, так как вокруг графита бывают толстые ото-
рочки феррита.

Чугун марки ВЧ-50-1,5 —это, главным образом, перлитный
чугун; иногда вокруг графита имеются тонкие оторочки феррита.

Чугун марки ВЧ 60-2 обычно имеет металлическую основу
из сорбитообразного перлита.

Чугуны марок 45-5 и 45-10 имеют в металлической основе мало
перлита и много феррита. При относительном удлинении 10% и выше
количество феррита охватывает почти всю или всю металлическую
основу.

При подборе химического состава, можно пользоваться следую-
щими рекомендациями: для ВЧ 45-0 углерода 3,5—3,6%, кремния,
до модифицирования 2,0—2,8%, после модифицирования —2,4 —
3,2% (наибольшие цифры для более тонких изделий); марганца —
0,5—0,8; фосфора до 0,25; серы после модифицирования до 0,03%;
магния 0,04—0,08%.Указанная марка чугуна может быть получена
в литом состоянии без графитизирующей термообработки.

Фиг. 95. Зависимость между диа-
метром, содержанием кремния
и металлической основой высоко-
прочного чугуна (П. И. Степин).

Фиг. 96. Зависимость между тол-
щиной отливки, с содержанием
кремния углерода и структурой
высокопрочного чугуна

[П. И. Степин].

Получение остальных марок чугуна требует снижения количества
фосфора с таким расчетом, чтобы его содержалось не более 0,1 —
0,15%. Это особенно важно для обеспечения требуемой пластичности,
например, для марок ВЧ 45-5 и ВЧ 45-10. Количество углерода
в этих марках может быть снижено до 3,2—3,4%; количество марганца
снижено до 0,3—0,5; содержание кремния до 2,8; серы и остаточного
магния —как в предыдущем случае.

Чем меньше в чугуне марганца и кремния, тем больше обра-
зуется феррита посредством отжига и тем пластичнее получается
чугун. Чтобы обеспечить нужную пластичность, иногда приходится
производить графитизирующий отжиг, особенно для второй стадии
(.4—6 час. при 720°).

В связи с тем, что кремний создает интервал эвтектоидного
превращения, уменьшает растворимость углерода в железе и ферри-
тизирует структуру, высокопрочные чугуны, содержащие много
кремния и мало марганца, трудно получать в литом состоянии чисто
перлитными. Обычно, кроме перлита, в структуре имеется феррит,
который окружает графит. Иногда даже к перлиту и ферриту доба-
вляется цементит. ' '

На фиг. 95 и 96 приведены диаграммы П. И. Степина [137].
На этих фигурах даны зависимости между толщиной отливок,
162
составом и структурой. Линии на фиг. 95 ограничивают области
между ферритом, феррито-перлитом и перлито-цементитом. Линии
на фиг. 96 ограничивают области между перлитом + феррит и пер-
литом + цементит. Из фиг. 96 видно, что чем больше углерода
в чугуне, тем легче получить чугун без свободного цементита.

В тех случаях, когда металлическая основа чугуна должна быть
чисто перлитной, ой должен содержать марганца до 0,8—1%. Ана-
логичный результат дает медь или никель.

Соответственно марки ВЧ 50-1,5 и ВЧ 60-2,0 должны содер-
жать меньше углерода, чем в остальных марках. Содержание угле-
рода должно быть тем меньше, чем выше должна быть прочность
отливок и чем тоньше их стенки. Если для отливок толщиной сте-
нок 30—60 мм содержание углерода может составлять 3,2—3,4%,
то для толщины стенок выше 100 мм оно может быть снижено до
2,7—3,2%. Количество кремния до модифицирования может быть
взято по нашей номограмме для перлитного серого чугуна в зави-
симости от толщины стенки и содержания углерода (фиг. 62). Оно
находится в пределах от 2,0 до 1,0% в зависимости от толщины сте-
нок от 30 до выше 100 мм. После модифицирования количество крем-
ния должно быть на 0,4—0,5% выше, количество марганца до 1,0;
Р до 0,15%; серы до 0,03%; Mgoczn 0,04—0,08%.

В целях обеспечения стабильной структуры по маркам ВЧ 50-1,5
и ВЧ 60-2 часто приходится давать графитизирующий отжиг для
разложения структурно-свободного цементита (4—6 час. при 900°).

Кроме перечисленных марок, можно получить повышенные
свойства в литом состоянии при соответствующем малом легирова-
нии. Высокопрочный чугун, легированный молибденом и никелем,
обеспечивающий в металлической основе игольчатый троостит, может
дать почти вдвое большую прочность по сравнению с серым чугуном
с аналогичной металлической основой и одинаковым количеством
углерода (вь до 100 кГ/мм2, и до 80 кПмм2). Главная ценность
такого чугуна, что он мало теряет прочность и износостойкость при
работе в нагретом состоянии (примерно до 500°).

2. ЩЕЛОЧЕУСТОЙЧИВЫЕ И ТЕРМОСТОЙКИЕ ВЫСОКОПРОЧНЫЕ
ЧУГУНЫ

Специфическая особенность высокопрочного чугуна —малая
развитость поверхностей графитных включений и большая их
изолированность, — делает его более коррозионностойким и окалино-
стойким по сравнению с другими чугунами и аналогичной металли-
ческой основой (см. главу II). Большой интерес представляло иссле-
дование этих чугунов на термическую стойкость, особенно при повы-
шенных температурах в условиях агрессивных.сред, поскольку для
этой цели существуют известные марки СЧЩ-1 и СЧЩ-2 из серого
чугуна, легированные никелем до 1,0%, хромом до 0,6%, применяем
мые для аппаратуры при плавке щелочей. Однако эта аппаратура
(котлы для плавки каустика) выходит из строя, главным образом,'
по трещинам, а не из-за коррозии.

11* 163
Работа проверялась автором совместно с аспирантом Ю. А. Лит-
винцевым [138].

До настоящего времени подбор материала для котлов произ-
водства каустической соды основывался исключительно на корро-
зионной стойкости.

Авторами изучались также низколегированные высокопрочные
чугуны на термостойкость, так как можно было ожидать, что бла-
гоприятная форма шаровидных графитных включений в высоко-
прочном чугуне должна обеспечить малые развития возникающих
трещин в отличие от серого чугуна, где развитию трещин вдоль
разветвленного графита способствует электрохимическая коррозия.

Изучались низколегированные Ni, Си, Сг, Ni—Сг, Ni—Сг—Си
высокопрочные чугуны. Исследования проводились на химическую
стойкость в среде расплавленного каустика, термический удар и ока-
линостойкость. Температура испытаний в среде каустика принима-
лась 600° С.

Для изучения влияний растягивающих напряжений на стой-
кость против трещинообразования применялись исследования на тер-
мический удар, которые одновременно показывают влияние напря-

Таблица 20

Влияние структуры на скорость коррозии в среде каустика
при кислородной деполяризации

№ плавок Структура Термическая обработка Скорость коррозии за 10 час. при диффу- зионном контроле в г/м^нас Скорость коррозии за 20 мин. при кисло- родном дутье в г!м.гчас
I Феррит +ШГ * Графитизирующий от- жиг 25,2 435
II Перлит +ШГ Отжиг на разложение эвтектического цемен- тита 22,5 545
12 Феррит +ШГ Графитизирующий отжиг с предварительной вы- держкой 1 час 350° 21,9 432
13 Перлит +ШГ Отжиг на разложение эвтектического цемен-
тита с предваритель- ной выдержкой 1 час 350° С 19,0 540
4м Перлит + цемен- тит + ШГ — 27,6 510
4с Феррит + перлит пластинчатый графит Графитизирующий от- жиг 22,9 430
* Шаровидный графит.
жений на увеличение скорости коррозии и определяют относитель-
ную склонность материала к разрушению.

Время выдержки образцов в расплавленном каустике за каждый
цикл составляло 6 мин., после чего образцы охлаждались в воде
и высушивались в печи. Время выдержки (6 мин.) диктовалось тем,,
что при более длительной выдержке происходило снятие напряжений
и снижение величины коррозии.

Для получения наилучших результатов испытания на терми-
ческий удар и химическую стойкость опыты проводились в никеле-
вом сосуде (диаметром 90 мм). Исследования окалиностойкости
проводились при 650° С.

В табл. 20 приведены результаты опытов по влиянию структуры
на скорость коррозии образцов из чугуна состава (в %): 2,89 С;
2,06 Si; 0,41 Мп; 0,014 S; 0,03 Р *.

Из полученных данных следует, что скорость коррозии при диф-
фузионном контроле (сосуд закрыт крышкой) образцов из высоко-
прочного чугуна с ферритной основой превосходит скорость корро-
зии с перлитной основой. Чугуны с большими по величине графит-
ными включениями корродируют интенсивнее. Наличие в структуре
свободного цементита вызывает еще большую скорость коррозии,
которая у серого чугуна примерно такая же, как у высокопрочного.

Данные по величине коррозии с продувкой через расплав кисло-
рода (1 л/мм) показывают, что коррозия перлитных чугунов, на-
оборот, возрастает, а разница между структурами и измельченным
и крупным графитом не наблюдается.

После определения влияния структурных составляющих на вели-
чину коррозии было рассмотрено действие легирующих элементов
учитывая их влияние на изменение структуры (табл. 21).

Таблица 21

Действие элементов на литую структуру Влияние элементов на вторую и первую стадии графитизации Наименова- ние вводи- мых элемен- тов
Способствует скорости образова- ния эвтектических карбидов и увеличению количества пер- лита Способствует образованию эвтек- тических карбидов Вызывает графитизацию и уве- личивает количество перлита Вызывает графитизацию и уве- личивает количество феррита Затрудняет первую и вторую стадии графитизации Затрудняет первую стадию Ускоряет первую и вторую стадии Ускоряет обе стадии Сг Mg Ni; Си Si; С

Как видно из данных по коррозии (фиг. 97), все изменения хими-
ческой стойкости объясняются на основе влияния легирующих эле-
ментов на формирование структуры и изменение их электродных
потенциалов.

* ШГ — получался модифицированием магнием.
Совместное действие двух легирующихэлементов определяется, по-
видимому, действием наиболее сильно изменяющим свойства эле-
ментом.

На графике пунктирные линии построены исходя из соображений,
что при малых величинах легирования свойства сплава будут изме-
няться пропорционально введенному элементу. Конечные точки
являются экспериментальными. Начальные точки определяются
построением. Порядок определения начальных точек указан вспо-
могательными линиями со стрелками.

Фиг. 97. Химическая стойкость ВЧ в NaOH
при 600° — 20 мин. (продувка кислородом 1 л/мин).

Возьмем для примера кривую 5 (2,2—2,8 Si; 2,6—2,8% С), изме-
няющуюся ;по никелю. Для этой кривой известна величина коррозии
при 1% Ni (конечная точка пунктирной линии), необходимо найти
начальную точку. Ее определяем по кривой кремния (см. кривую 4),
для чего проводим вертикальную линию от содержания Si 2,2 до пере-
сечения с кривой кремния и из точки пересечения проводим горизон-
таль до пересечения с осью ординат. Это и будет начальная точка
кривой 5.

Если известна кривая изменения свойств по кремнию, то очень
легко достраиваются кривые по Си, Ni и Сг, а знание этих кривых
помогает достраивать и судить о направлении кривой при двойном
легировании. Рассмотрим влияние элементов.

Уменьшение углерода способствует снижению скорости корро-
зии (см. чугун с содержанием 1,5 Ni при 2,6—2,8 и 3,0 С) за счет
уменьшения количества катодных включений (графит).

Увеличение кремния вызывает довольно быстрое возрастание
скорости коррозии, что, по-видимому, может быть объяснено уве-
166
личением площади графитных включений за счет их размельчения
и сильной загрязненности силикатами по мере увеличения коли-
чества кремния и смещением потенциала кремнистого феррита.

Хром еще разче увеличивает скорость коррозии. Это объясняется
образованием сложных карбидов и, следовательно, увеличением пло-
щади катодов.

Никель действует, облагораживая анодную составляющую.

Медь до 1 % увеличивает стойкость (как Ni), а после 1 % выделяется
в самостоятельную фазу и, вследствие этого, стойкость уменьшается.

Фиг. 98. Влияние структуры на химическую стойкость легиро-
ванного ВЧ в NaOH при 600° и при термическом ударе
(цикл 6 мин.).

Отклонения же в сторону большей стойкости против.Ni кривой
объясняется уменьшенным количеством кремния.

Как видно из кривых, комплексное легирование при низком
содержании Сг (до 0,3—0,4) благоприятно сказывается на уменьшении
коррозии, что объясняется тем, что введение в хромистый чугун
никеля в 2—3 раза больше имеющегося в наличии хрома понижает
возможность образования карбидных включений. С увеличением
процента содержания хрома скорость коррозии снова резко
растет.

Приведенные для сравнения слева от ординаты (на фиг. 97)
скорости коррозии низколегированных серых чугунов также пока-
зывают, что снижению углерода в чугунах способствует повышение
коррозионной стойкости и что низколегированные высокопрочные
Сг—Ni чугуны не уступают по химической стойкости приведенным
серым.

Исследование стойкости при термическом ударе.
В приведенных табл. 20 и 22 даются структуры, предварительная тер-
мическая обработка и химический состав исследованных образцов
чугунов,термическая и химическая стойкость которых показана на
167
Таблица 22

№ плавки Структура Термическая обработка % элемент
2 Феррит + шаро- видный графит Графитизирующий от- жиг 1% Си
3 То же То же 1,5% Ni
4 » » 1,0% Ni + 0,1% Сг
32 » Графитизирующий от- жиг с предваритель- ной выдержкой 1 час при 350° С 1,5% Ni 1,0% Ni + 0,1% Сг
21 Перлит 4- шаро- видный графит Отжиг на разложение первичного цементита 1,0 Си
31 41 То же » 1,5 Ni 1,0 Ni + 0,1% Сг
23 Перлит + шаро- видный графит Отжиг на разложение первичного цементита 1% Си
33 То же с предварительной 1,5% Ni
43 » выдержкой 1 час при 350°С l,0Ni + 0,l% Сг
Мб Перлит + цемен- тит + шаровид- ный графит Без термической обра- ботки 1,5% Ni
М7 То же То же 1,0% Ni 4-0,1% Сг
6С Перлит + фер- рит + шаровид- ный графит Отжиг на разложение первичного цементита и медленное охлажде- 1,5% Ni
7С То же ние в печи 1,0% Ni +0.1%Cr

фиг. 98 (образцы нагревались в расплавленном каустике при 600° С
без продувки кислорода).

Из таблиц и фигур видно, что наибольшей химической стойко-
стью (при одинаковом количестве циклов) из высокопрочных чугунов
являются чугуны с перлитной основой, а при низком легировании
как с ферритной и перлитной основами с предварительной выдерж-
кой 1 час при 350°, так и литые (Мб, М8). Еще большей химической
стойкостью обладают чугуны (7С, 6С).

Большая химическая стойкость литых высокопрочных чугунов
и серых является кажущейся за счет плохо удалимых продуктов
коррозии из возникающих микро- и макротрещин и полостей пластин-
чатого графита. Химическая стойкость при термическом ударе по
сравнению с химической стойкостью при статических испытаниях
(при одном времени выдержки в расплавленном каустике) умень-
шается. Наименьшая разница получается для низколегированных
исследованных чугунов.

Пониженная химическая стойкость объясняется увеличением
катодных включений и разоблагораживанием анодных поверхностей
за счет растрескивания и удаления окисных пленок.

На термический удар было испытано 65 различных, составов
и структур образцов серых и высокопрочных чугунов.

Наименьшую термическую стойкость показали аустенитный
серый чугун (20% Ni) и медистый серый (1,0 Си) со структурой фер-
168
рит —мея^дендритный графит. Появление трещин (при четырехкрат-
ном увеличении) обнаружено после 40 циклов, затем у серого чугуна
10% Ni —после 60 циклов, у литого высокопрочного чугуна М7 —
после 90, 6С и 7С—после 120 циклов. Высокопрочные чугуны
как термически обработанные, так и литые (фиг. 98) выдержали
по 270—320 циклов и не обнаружили появления трещин.

Неожиданным явилось растрескивание литого высокопрочного
низколегированного чугуна с присадкой 0,1 Сг и 1,0 Ni; такой же
чугун, термически обработанный на разложение эвтектических кар-
бидов, не дал появления трещин и после 300 циклов. Следовательно,

Фиг. 99. Влияние структуры на химическую стойкость
легированного ВЧ при термическом ударе за 90 циклов.

наличие литых карбидных включений создает слабые участки
в структуре сплава и недопустимо в литье.

Сравнивая результативные кривые различных по составу высоко-
прочных чугунов на химическую стойкость при термическом ударе
(фиг. 99) после 90 циклов с результатами испытаний в плавке кау-
стика с продувкой кислорода (см. фиг. 97), видно, что влияние эле-
ментов остается то же, только против испытаний с диффузионным
контролем увеличиваются скорости коррозии. Также отмечается
различное действие никеля, увеличейие которого. не увеличивает
стойкость, а наоборот, понижает сверх 0,5% Ni. Это объясняется
тем, что окисная пленка этого чугуна с возрастанием становится
менее прочной.

Учитывая* комплексное влияние на стойкость высокопрочных:
чугунов всех рассмотренных условий испытания, приходим к выводу,,
что в работе аппаратуры для выпарки каустика низколегированный
высокопрочный чугун целесообразен следующего химического
состава (в %): 2,4—2,6 С; 2,4—2,6 Si; 0,4—0,5 Мп; Р до 0,1; S до 0,03;
Mg 0,04—0,06; 0,6—0,8 Ni (или меди 0,4—0,6). .

Такие чугуны должны давать большую стойкость котлов не менее
чем в два раза.
3. ОСНОВЫ ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНОГО ЧУГУНА
С ШАРОВИДНЫМ ГРАФИТОМ

Модифицирование магнием жидкого чугуна представляет зна-
чительные трудности из-за его низкой температуры, испарения маг-
ния (1100°), малого удельного веса (1,8 г/гл3), очень малой раствори-
мости в чугуне и быстрой воспламеняемости.

Из-за этой особенности магния его нельзя присаживать на поверх-
ность ковша или в струю, протекающую по желобу. Единственный
путь —это введение магния или его лигатуры в нижние слои жид-
кого металла. Магний при этом испаряется, пронизывает всю массу
чугуна, растворяется и его модифицирует.

Если наряду с магнием, вводится и графитизирующий модификатор
(ферросилиций) и графитизация в заэвтектическом и эвтектическом
чугунах происходит еще до полного затвердевания внутри
.аустенитных блоков, окруженных жидким раствором, последние
при определенных условиях всплывают, так как они легче по весу,
чем чистое железо. Отсюда получается в верхней зоне отливки
ликвация углерода и магния вплоть до запутывания их в шлаке.
.При этом шлак бывает трудно отделить от чугуна, потому что( он
становится железистым. В самом чугуне оказывается меньше
на несколько десятых процента углерода, чем его находится
в чугуне до модифицирования. С этой точки зрения желательно,
чтобы чугун был доэвтектическим с тем, чтобы образовывалось
'больше первичных кристаллов аустенита, без углерода внутри.

Известны случаи, например, что чугун до. модифицирования
содержал 3,6% С, а после модифицирования 3,2% С. Шлак до
модифицирования содержал углерода 1,3%, серы 0,6%, железо не
•обнаружено, после модифицирования—углерода 5,0%, серы 2,8%,
железа 40%.

Практика модифицирования чугуна магнием показывает, что
излишний магний (сверх остаточного) зависит в первую очередь
от содержания серы и от удаления в атмосферу неуспевших раство-
риться паров магния. Это нежелательно не только с точки зрения
большого расхода магния, но и вредно для отливок, так как оксиды
и сульфиды магния образуют большое количество шлака, часть
которого остается в чугуне и является причиной понижения жидко-
текучести и ухудшения качества отливок из-за шлаковых включений,
так называемых «черных пятен». Кроме того, снижается температура
чугуна и ухудшается его качество, поскольку тепло тратится бес-
полезно на нагрев и испарение излишнего магния, испаряющегося
в атмосферу. Необходимо сюда добавить, что много тепла чугуна тра-
тится на нагрев аппаратуры, которая вводится вместе с магнием
в нижние слои чугуна, что также вредно для чугуна, не говоря уже
•о том, что это усложняет технологию и удорожает производство,
поскольку «стаканы» (железно-графитные и т. п.) для модифициро-
вания годятся обычно на один раз.

Все сказанное выше должно учитываться при разработке и усо-
вершенствовании технологии процесса получения высокопрочного
чугуна.
При плавке чугуна в вагранке в ряде случаев также имеет смысл
применять основную футеровку [9, 58, 139], особенно при большом
объеме производства. При плавке на основной футеровке под основ-

ными шлаками можно значительно снизить содержание серы
(до 0,02%), а тем самым и магния. В этом отношении хорошим при-
мером может служить литье таких ответственных изделий, как
коленчатые валы^автомобилей.

Хотя высокая температура плавки и заливки чугуна является

весьма полезной для получения здоровых отливок, однако, чем выше

температура металла, тем больше расход магния на испарение его
в атмосферу и он хуже усваивается, особенно при присадке его
в чистом виде, а не в виде лигатуры (фиг. 100). Поэтому излишний

перегрев чугуна свыше 1450° (легко
достижимый в электропечах) с точки
зрения модифицирования не вызывается
необходимостью. В таких случаях преж-
де, чем вводить магний, следует чугун
. несколько охладить.

Присадка магния в чистом виде или
в виде сплавов, богатых магнием, наи-
более всего желательна для таких

Фиг. 100. Зависимость усвоения
магния от его содержания в ли-
гатуре [143].

отливок, которые не требуют высокого
перегрева чугуна, т. е. для толстых
сечений (например, прокатные валки)
(Л. С. Бешлык) [9]. Чем больше со дер-

жится магния в лигатуре или в сплаве, тем меньше его усваивается
«и более бурно происходит усвоение его чугуном, а поэтому прихо-
дится пользоваться специальными приспособлениями для вклады-
вания магния, представляющими собой стаканы ( с отверстиями
в нижней или верхней части стенок), которые с помощью стержня
или штанги вводятся в нижние слои чугуна. Для экономии тепла
стаканы с магнием или лигатурой предварительно подогреваются.
Иногда магний даже расплавляется (Клецкин) [9].

В связи с тем, что в налитый ковш приходится вводить одновре-
менно всю порцию магния или лигатуры, происходит бурное испаре-
ние магния. Это вынуждает принимать ряд предохранительных мер,
вплоть до пользования специальной предохранительной камерой.

Чем меньше магния в лигатуре, тем легче вводить ее в чугун.
В этом отношении наиболее безопасной лигатурой является 80%
Никеля и 20% магния. Такая лигатура достаточно тяжела и не всплы-
вает на поверхность чугуна. Поэтому ее можно положить в ковш
и после этого его заполнить чугуном. Однако применение никелевой
лигатуры возможно и желательно только тогда, когда по требова-
ниям эксплуатации требуется и допускается наличие никеля в составе
чугуна.

Хорошие результаты дает лигатура, предложенная П. И. Степи-
ным [201], состоящая из 12% Mg, 35% Si, 12% Си или Ni, остальное
железо. Эта лигатура имеет высокую температуру плавления — 1350°
и поэтому она усваивается примерно в количестве 40—60%, несмотря
на высокую температуру жидкого чугуна около 1450°. Данная лига-
тура ненамного легче чугуна и поэтому она легко вводится путем
укладки ее в ковш до заливки его чугуном.

Широко применяется магний — ферросилициевая лигатура.

Применение магниевой лигатуры на основе ферросилиция хорошо
в том отношении, что не требуется раздельно модифицировать чугун
магнием и ферросилицием. Если в лигатуре содержится магния до
15%, то она может относительно безопасно присаживаться в ковш
еще до заполнения его жидким чугуном, что дает экономию времени

и тепла.

Последние годы стал применяться способ присадки магния под

давлением с помощью автоклава, разработанный в Советском Союзе

Температура кипения Мд

Фиг. 101. Зависимость темпе-

ратур кипения магния от давле-
ния [144].

в Московском институте стали (В. М.
Позднышев) и в Чехословакии [140].
При таком способе почти весь магний
усваивается, так как температура его
кипения значительно повышается
(фиг. 101) и он полностью усваивается
чугуном. В этом случае значительно
уменьшается расход магния.

Существуют также способы присад-

ки магния в ковши, которые гермети-
чески закрываются крышкой, к кото-
рой прикреплен «стакан» с магнием
[141].

При таких способах обработки под давлением образование паров
магния препятствуется, ион лучше усваивается. В случае, если возни-

кающее внутри ковша давление превышает критическую точку
(давление, которое опасно для ковша), крышка автоматически откры-
вается и излишек пара выпускается.

В ЦНИИТМАШе в содружестве с производством разработан
способ ввода магния в герметически закрывающийся ковш, у
которого магний вкладывается в специальный «карман», связанный
с ковшом; последний поворачивается таким образом, что чугун
покрывает магний. Давление от собственных паров магния . дости-
гает 1,5—2 атм.

Для предупреждения бурного кипения магния его иногда подают
в виде прутка, постепенно в нижние слои чугуна через отверстие
в ковше [206].

Количество магния, присаживаемое в чугун, зависит от темпе-
ратуры чугуна, его состава, способа присадки и концентрации маг-
ния в лигатуре или сплаве и составляет в пересчете на чистый маг-
ний от 0,15 до 0,8%.

В табл. 23 приведены на основании литературных данных и осо-
бенного опыта некоторые, рациональные схемы ввода магния в
чугун и примерные коэффициенты его усвоения в процентах.

Под усвоением магния подразумевается количество остаточного
магния и магния, идущего на взаимодействие с серой и растворенными
в чугуне газами (Mgyce = Mgocm + 0,75S + l,5O2).
Таблица 23

Некоторые методы присадки магниевых модификаторов в жидкий чугун

j Схема введения магния в чугун В каком виде вводится магний Коэффи- циент усвоения магния в % Примечание
W ' Кладется непосред- ственно на дно ковша до заливки в него чугуна (малые ковши) 50—80 Тяжелая лигатура с большим содер- жанием никеля (80—85%) и с вы- сокой температу- рой плавления
г а) Посредством испа- рителя или дырча- того «колокола», за- полненного магнием или лигатурой б) Посредством слитка из лигатуры, укреп- ленного на стержне (малые ковши) в) Посредством магния, расплавленного в ис- парителе 15-30 Колоколами назы- ваются сосуды ' . («стаканы») с рав- номерно распреде- ленными отвер- стиями, в которых с одной стороны вкладывается мо- дификатор, а с другой —привари- вается штанга Испарителями назы- ваются сосуды с дырками в верх- ней части. Они опускаются в глубь чугуна после начала ис- парения магния
1 Магний вводится в ко- пильник посредством приспособления 20—40
5 7777/7/7/7777777'
V1'1 1 Vi-Zl \i / Модификатор вводится в барабанный ковш с помощью кассеты. Кассета годится на несколько заполнений 15-30 Перед заполнением ковша его пово- рачивают на 180° и модификатор не находится в кон- такте с чугуном
Слиток из лигатуры тугоплавкой (или до 15% Mg) кладется не- посредственно на дно ковша. При заполне- нии ковша лигатура всплывая попадает в постоянное гнездо со щелями (малые ковши) 20-40 Модифицирование происходит одно- временно с запол- нением ковша. Специального при- способления для . присадки лигатуры не требуется
Продолжение табл. 23-

Схема введения магния в чугун В каком виде вводится магний Коэффи- циент усвоения магния в % Примечание
\-L □_7 Магний вводится в при- способление под дав- лением сжатого воз- духа в автоклаве 80—90
у;/;;;/;///;/////" ''
Магний закладывается в боковой карман, который крепится к ковшу.. Ковш запол- няется чугуном, крыш- ка герметически за- крывается. Ковш по- ворачивается и чугун, оказавшись над маг- нием, модифици- руется под давлением возникающих его па- ров 70-80 Карман для магния можно совместить с горловиной ков- ша, в этом случае требуется только одна крышка

Коэффициент усвоения магния (Л) в %

д _ ^ёусв
^ёприс

100%.

По данным [175], во избежание обратного перехода серы из шлака
в металл и порчи формы графита необходимо тщательно очищать
шлак до заливки металла в формы.

Заливку в формы желательно производить при температуре
не ниже 1300°. Чем выше температура чугуна, тем легче всплывают
продукты реакции магния с чугуном и последний получается чище
от «черных' пятен».

Хорошо рафинировать чугун флюсами, например, силикат нат-
рия (содовая силикатная глыба) 0,6—0,9%, от жидкого чугуна в тече-
ние 1—3 мин. Хорошо в (^модифицированный чугун произ-
водить доливку горячего немодифицированного чугуна; отстаивание
чугуна после модифицирования; выдуск чугуна стопором снизу и
Т. п. [205, 216].

Весьма полезно также разжижение шлаков специальными флю-
сами. По данным В. М. Королева, чугун получается чище, если он
обрабатывается криолитом (Na3AlF6) в количестве 0,5—1,0%.
Однако излишний криолит может привести к деглобуляризации
графита.
Чтобы шлак не попадал в отливку, надо применять последова-
тельно тормозящую литниковую систему, но скорость заливки должна
быть на 10—15% большей, чем для серого чугуна.

Изучению усадочных явлений высокопрочного чугуна посвящен
ряд работ [16, 209].

Высокопрочный чугун имеет линейную усадку, практически
равную усадке других видов чугуна при аналогичной степени гра-
фитизации. Объемная усадка чугуна практически равна объемной
усадке стали.

При переходе из жидкого в твердое состояние чугун склонен
к образованию усадочных раковин и осевой рыхлости, а поэтому надо
принимать меры предупреждения их образования в отливках (при-
были, холодильник, подбор химического состава, высокая темпера-
тура плавки и заливки и др.).

Как известно, наименьшая усадочная рыхлость бинарных спла-
вов эвтектического типа получается, когда степень эвтектичности
ближе к единице, поскольку уменьшается температурный интервал
начала и конца затвердевания. Учитывая это обстоятельство, стре-
мятся и в данном случае к степени эвтектичности чугуна, равной
единице.

Необходимо помнить, что поскольку кремний создает температур-
ный интервал затвердевания эвтектики и тем в большей степени,
чем больше кремния в системе железо —углерод —кремний,
стремление повышать степень эвтектичности до единицы без учета
влияния кремния нежелательно с точки зрения усадочной рых-
лости. Значительно лучше добиваться требуемой степени эвтектич-
ности чугуна не столько за счет увеличения кремния, сколько за счет
увеличения содержания углерода тем более, что графит здесь имеет
округленную форму, менее вредно отражающуюся на прочностных
свойствах чугуна, не говоря уже о том, что в процессе модифициро-
вания происходит уменьшение содержания углерода. Если малое
содержание кремния переведет чугун в доэвтектический и он частично
отбелится, то это легко будет устранить отжигом.

Ярким примером применения ВЧ с малым содержанием кремния
и повышенным содержанием углерода может служить массовое про-
изводство литых коленчатых автомобильных валов на заводах Форда,
которые, по данным [157, 208], содержат (в %): 3,5—4,0 С; 2,5 Si;
0,5 Мп; 0,01 S; 0,05 Р; 0,1 Сг; 0,2 Си; 0,1 Ni; 0,02 Mg
и имёют в основном перлитную структуру. Чугун выплавляется
в основных вагранках под основным шлаком и в миксере дополни-
тельно обрабатывается шлаками высокой основности. При большом
содержании углерода и перлита в структуре валы после снятия напря-
жений хорошо работают на износ, не нуждаясь в специальной тер-
мической обработке шеек.

Подобный состав оказался желательным и для коленчатых валов
автомобиля «Волга» [174, 215] (в %); 3,45 С; 2,2 Si; 0,62 Мп;
0,008 S; 0,1 Р; 0,04 Сг; 0,05 Mg.

В последнее время некоторые последователи (Э. М-. Школьников
И др.) получили весьма положительные результаты при модифициро-
вании ферроцериевым сплавом, содержащим церия более 40%
и магния 4—7%. Этот сплав, так называемый ФЦМ, получается
непосредственно из смеси хлоридов редких земель и магния. Вво-
дится последовательно цериевого сплава 0,3%, 75%-ного FeSi —
0,4%.

Достоинства шаровидного графита с малым содержанием кремния
могут быть с успехом использованы для получения высокопрочного
чугуна непосредственно из домны [202].

В целях более совершенного ведения технологического процесса
желательно наряду с другими мероприятиями по ходу плавки и моди-
фицирования пользоваться технологическими пробами. В частности,
надо особо обращать внимание на излом проб. Последний должен
быть значительно светлее, чем у серого чугуна.

При ударе молотком по подвешенной пластине из этого чугуна
звук должен быть звонкий, а не глухой, как у серого чугуна.

Прибыли следует не отбивать, а отрезать кислородно-ацетилено-
вым пламенем.

К недостаткам высокопрочного чугуна, получаемого в литом
состоянии, относится то, что структура не всегда получается стабиль-
ной, она часто получается половинчатой, в ней остается структурно-
свободный цементит и приходится чугун подвергать отжигу на первой
стадии 900—950°.

Иногда проводят отжиг и при 720° для разложения эвтектоидного
цементита, если требуется иметь феррит в структуре для прида-
ния чугуну пластичности.

Кроме трудности получения в литом состоянии стабильной струк-
туры и необходимости траты дорогого ферросилиция для графити-
зирующего модифицирования, часто высокопрочному чугуну свой-
ственна усадочная рыхлость, возникающая вследствие расширенного
эвтектического интервала (большое содержание кремния в чугуне)
и специфики образования шаровидного графита. Если же произво-
дить толстые отливки с содержанием кремния не более 2,0% при
углероде 3,3—3,5% и добиваться нужной структуры высокопроч-
ного магниевого чугуна с помощью графитизирующего отжига, то
-чугун будет менее подвержен вышеуказанным недостаткам и не
надо будет тратить ферросилиций.

При указанной сумме углерода и кремния в отливках при затвер-
девании будет выделяться известное количество эвтекти-
ческого графита, но поскольку этот графит имеет не пластинчатую,
а шаровидную форму, он не вреден, а желателен, так как не ухудшает
прочность чугуна и играет роль графитных центров, ускоряющих
графитизацию.

Ускорение графитизации достигается как за счет готовых
центров, так и за счет большей суммы углерода и кремния по срав-
нению с обычным ковким чугуном.

Если добавить, что высокопрочный чугун, получаемый в литом
состоянии, требует обязательного отжига для снятия присущих ему
больших остаточных напряжений, а при получении его графити-
зирующим отжигом за одно снижаются и остаточные напряжения,
176
становится понятной известная перспективность производства мало-
кремнистого магниевого чугуна графитизирующим отжигом без моди-
фицирования ферросилицием.

В тех случаях, когда требуется магниевый чугун перлитных марок
(ВЧ 60-2 и ВЧ 50-1,5) достаточен отжиг только на первую стадию
• графитизации.

Исходя из содержания кремния около 2,0% и углерода 3,3—
3,5% можно считать, что первая стадия графитизации при 900—
950° займет не более 3—4 час?, а вторая стадия графитизации — около
3—5 час.

12 Ланда 26
ГЛАВА VIII

ТЕРМИЧЕСКАЯ И ХИМИКОТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ЧУГУННЫХ ОТЛИВОК

Термическая и химикотермическая обработка чугунных изделий
применяется в значительно меньшей степени, чем стальных. Между
тем, такой обработкой можно весьма существенно повысить свойства
и расширить области применения чугунного литья.

В главе VI рассматривались особенности отжига белого чугуна
на ковкий, что также относится к одному из видов термообработки.
Однако, если такие чугуны подвергать дополнительной термообра-
ботке (нормализации, химикотермической обработке и т. п.), то
и здесь можно дополнительно улучшить и изменить в нужном напра-
влении свойства, полученные при отжиге.

К специфике результатов тепловой обработки чугунных отливок
относится наличие в них большого количества углерода, который
может изменять свое состояние (переход в твердый раствор, разло-
жение цементита, образование цементита, выгорание углерода и т. п.).

К основным видам термической обработки относится отжиг для
снятия остаточных напряжений, графитизирующий, сфероидизирую-
щий и обезуглероживающий отжиги, нормализация, закалка
и отпуск, химикотермическая обработка.

Все виды термической обработки имеют три обязательные опера-
ции: нагрев до определенной температуры, выдержка при этой тем-
пературе и охлаждение. Для каждого вида термической обработки
в зависимости от конструкции отливки, ее состава и структуры
должны быть обеспечены соответствующие скорости нагрева и охлаж-
дения, а также длительность выдержки. В ряде случаев имеет зна-
чение характер среды (атмосфера), в которой ведется термическая
обработка.

1. отжиг для СНЯТИЯ напряжений

Вследствие неравномерного изменения объемов, в связанной
системе возникают взаимно уравновешивающиеся напряжения растя-
жения и сжатия.

Напряжениями первого рода называются напряжения, воз-
никающие и уравновешивающиеся между отдельными частями тела
отливки (детали).

178
Напряжениями второго рода называются напряжения, воз-
никающие и уравновешивающиеся между отдельными зернами
металла.

Напряжениями третьего рода называются напряжения,
возникающие и уравновешивающиеся между атомами (ионами) кри-
сталлической решетки.

Напряжения первого и второго рода различают тепловые,
если они возникают вследствие неравномерности нагрева и охлаждения
и структурные, если они возникают вследствие неравномер-
ных структурных и фазовых превращений. .

Литейными напряжениями называют остаточные напряжения
в отливках, возникающие вследствие структурных и термических
изменений, вызываемых разной толщиной стенок отливки, а также
вследствие механического торможения линейной усадки за счет непо-
. датливости всей или части формы, в которой остывает отливка.

На величину напряжений оказывает влияние модуль упругости
чугуна, химический состав, коэффициент линейного расширения,
разность температур тонких и толстых стенок, скорость охлаждения
отливки и т. п.

Литейные напряжения возникают после перехода отливки в область
упругих деформаций,.так как пока отливка или ее часть находится
. в области пластической или при переходе ее из пластической в упру-
гую деформации напряжения снимаются или рассасываются (релак-
. сация) за счет пластической деформации. Только после перехода
в область упругих деформаций напряжения остаются в отливке
и могут являться причиной последующего (в условиях эксплуатации)
образования трещин или деформации (коробления), что недопу-
стимо.

Основы теории образования литейных напряжений были разрабо-
- таны Н. В. Калакуцким, затем были развиты Е. Gein'oM, Н. Г. Гир-
. шовичем, Ю. А. Нехендзи, Л. С. Константиновым и др. Основные меро-
приятия предупреждения литейных напряжений сводятся к кон-
, струированию, по возможности, отливки с равномерным сечением
стенок без резких углов и переходов, обеспечения свободной усадки
при застывании, замедлению охлаждения, особенно в области упругих
деформаций и др.

Несмотря на принимаемые меры, внутренние напряжения частично
остаются в отливках и они тем больше по своему значению, чем слож-
нее по конфигурации отливка. При ответственном назначении отли-
вок остаточные внутренние напряжения снимаются специальным
отжигом.

Раньше ответственные отливки, которые требовали точной обра-
ботки, например станочное литье, перед механической обработкой
вылеживались на складе 12—18 мес. За этот период происходила
релаксация напряжений и особых неприятностей в отношении тре-
щин или коробления обычно не бывало. Длительное вылеживаниё
отливок на складе называлось старением. Такое название является
правильным, поскольку в процессе вылеживания не происходит изме-
, . нений в структуре, улавливаемых микроскопом. Старение при вылежи2
v 12* - 179
вании является естественным, оно длится очень долго. На фиг, 102
показано, что даже за полгода вылеживания остаточные напряже-
ния снялись только на 40—50% [145].

Лучший результат достигается при отжиге. При отжиге для сня-
тия напряжений не должны иметь место структурные превращения.
Такой отжиг называется искусственным старением. При искусствен-
ном старении снятие напряжений происходит во много раз быстрее,
чем при естественном старении.

Отметим, что кроме старения для снятия напряжений существуют
и другие виды старения: например, искусственное старение белого

Фиг. 102. Уменьшение остаточ-
ных напряжений в зависимости
от длительности естественного
старения [145].,

Фиг. 103. Температура начала
заметной графитизации эвтек-
тоидного цементита при трехча-
совой выдержке [5].|

чугуна, модифицированного алюминием, ускоряющее графитизацию
(см. выше) и другие виды старения, не являющиеся предметом
нашего рассмотрения.

Задача рассматриваемого искусственного старения, сводящаяся
к снятию остаточных напряжений, требует сохранения структуры
в исходном виде. Это условие может быть обеспечено при отжиге
ниже температур фазовых превращений, т. е. ниже 723°, В действи-
тельности, температура должна быть значительно ниже, так как сох-
ранение исходной структуры связано не только с непереходом в аусте-
нитную область, но и с сохранением эвтектоидного цементита, кото-
рый также может, но не должен разложиться. На фиг. 103 показана
температура начала заметной графитизации цементита перлита при
трехчасовой выдержке [5 ] в чугуне с различным содержанием крем-
ния.

При этих температурах мало развита пластичность чугуна,
а поэтому ускоренный нагрев до ее достижения, а также ускоренное
охлаждение, после завершения отжига, могут быть причинами само-
стоятельного возникновения новых напряжений. Если возникающие
напряжения при нагреве не всегда вызывают плохие результаты,
так как они снимаются при последующей выдержке во время отжига,
то значительно хуже обстоит дело, когда новые напряжения возни-
кают при охлаждении после отжига.

При нагреве и охлаждении отливок необходимо учитывать наличие
толстых и тонких стенок, характер переходов между ними, конфигу-
180
рацию отливок, значение теплопроводности чугуна и т_. п. Чем больше
разница между толщинами стенок и меньше теплопроводность чугуна,
тем медленнее должны быть скорости нагрева и охлаждения от-
ливок.

Влияние разности толщин стенок можно продемонстрировать
на следующем примере. После затвердевания чугуна в форме при осты-
вании отливки, когда тонкие стенки уже успели остыть и принять
окончательные размеры, толстые стенки продолжают еще остывать
и давать усадку. При этом тонкие стенки мешают усадке толстых
стенок, растягивая их, и сами сжимаются. При последующем быстром
нагреве во время отжига тонкие стенки нагреваются быстрее толстых;
последние мешают увеличению размеров тонких стенок, сжимают их
и сами растягиваются.

Таким образом, тонкие стенки испытывают сжимающие напря-
жения как после литья, так и при нагреве для отжига, наоборот,
толстые стенки испытывают в обоих случаях растягивающие напряже-
ния. Если сумма напряжений превосходит предел прочности, возни-
кают трещины в отливках.

В случае отжига обливок со сложной конфигурацией нагрев про-
изводят относительно медленно со скоростью примерно 75—100°
в час. Охлаждение очень часто ведут вместе с печью со скоростью
30—50° в час до 150—200°. Дальнейшее охлаждение может быть
на воздухе.

Исследования показывают, что высокопрочный чугун вследствие
его меньшей теплопроводности и большего модуля упругости дает
больше остаточных напряжений, чем серый чугун.

Согласно исследованию [147], при отливке втулок с диаметром
80 лл были получены следующие максимальные напряжения (табл.24).

Таблица 24

Вид чугуна Максимальное напряжение в кГ/мм.г
Осевые Тангенциальные Радиальные
Сжимаю- щие Растяги- вающие Сжимаю- щие Растяги- вающие Сжимаю- щие Растяги- вающие
Высокопрочный магниевый . . . 6,8 6,0 8,4 6,8 1,8 1,8
Серый 5,0 2,3 2,5 1,5 0,2 0,2

Принимая во внимание указанные данные, следует по отношению
к высокопрочному чугуну принимать большие меры предосторож-
ности, чем по отношению к серому чугуну. ‘

При выборе температуры искусственного старения и ее длитель-
ности необходимо учитывать, что чем выше температура, тем быстрее
снимаются напряжения. В то же время увеличивается опасность
разложения эвтектоидного цементита и роста чугуна.

На фиг. 104 показано, что серый чугун состава 3,0% С и 2,0% Si
при шестичасовой выдержке дает при 600° полное снятие напряжений,
но уже при несколько большей температуре начинается разложение
цементита [91 ].

Разложение цементита (перлита) особенно нежелательно для
серого чугуна, так как оно сопровождается значительным сниже-
нием прочности без роста пластичности в отличие от высокопроч-
ного чугуна, где снижение прочности не столь значительно, тем более,
что при этом повышается его пластичность. Необходимо также учи-
тывать состав чугуна: чем меньше графитизирующих примесей, тем
выше температура начала графитизации и тем выше может быть
температура старения чугуна, при котором происходит быстрее
снятие внутренних напряжений. На фиг. 105 приведена зависимость
между температурой начала графитизации и химическим составом.

Фиг. 104. Снижение напряжений

и рост серого чугуна
при нагреве [91 ].

Фиг. 105. Зависимость между
температурой и началом графи-
тизации эвтектоидного цемен-
тита разных составов [148].

Судя по этой зависимости, кажется желательным проводить
отжиг при температуре ниже 500°. Однако при этом значительно уве-
личивается длительность старения.

На фиг. J06 показано по данным [147] влияние температуры
нагрева и времени выдержки на остаточные напряжения серого
и высокопрочных чугунов (в скобках исходное остаточное напряже-
ние).

Из этих фигур видно, что наиболее выгодная температура снятия
напряжения —это 550—650°, при этом эффективнее происходит
старение в первые несколько часов; нижняя температура для отливок
из серого чугуна, а верхняя —для отливок из высокопрочного
чугуна.

Длительность искусственного старения (без нагрева и охлажде-
ния) обычно составляет в зависимости от массивности отливки 2—-
•8 час. Нередко исходят из расчета 2 часа на каждые 25 мм толщины
стенки отливки.

Своеобразным видом отжига с целью снятия напряжений и ста-
билизации упругости является термическая фиксация замка порш-
482
невых колец. Поршневые кольца разрезают тонкой фрезой и наде-
вают на специальную оправку большего диаметра, чем само кольцо;
при этом образуется зазор 2—3 о и в кольце возникают напряже-
ния. В таком виде кольцо вместе с оправкой загружается в печь,
нагревается до 600—650° и выдерживается около 45 мин.

При нагреве уменьшается твердость, снимаются напряжения
и происходит фиксация замка. После термофиксации кольца закла-
дываются в цилиндр, нагревают до 400° и выдерживают 2—4 часа
с целью так называемой стабилизации упругости.

Фиг. 106. Влияние температуры и длительности выдержки
на остаточные напряжения [147]:

а — серый чугун; б — высокопрочный чугун.

Продолжительность
Ьыдержки

Без операции стабилизации упругости, в первые часы приработки,
кольца теряют упругость на 20—25%, что нежелательно.

Известный интерес представляет сочетание низкотемпературного
отжига, при котором одновременно со снятием напряжений можно
создать оксидную пленку на обработанных изделиях. В частности,
согласно [180], в результате обработки в атмосфере пара при давле-
нии 0,7 ат, температуре 600° и выдержке 1 час, износостойкость
чугунов повышается.

Своеобразным видом термической обработки является также пре-
дупреждение образования остаточных напряжений путем выбрасы-
вания отливок из формы еще в красном раскаленном состоянии
порядка 1000° и укладывания их в томильные колодцы, где они мед-
ленно остывают в течение 2—3 суток. Этот метод применяется обычно
для отливок с наружным отбелом, отливаемых в кокили, когда этот
отбел желателен для повышения износостойкости изделий (помоль-
ные шары, вагонеточные колеса и др.). Напряжения вызываются
тем, что отбеленная поверхность имеет почти вдвое большую усадку,
чем внутренние графитизированные слои, поэтому при обычном
охлаждении возникают очень сильные остаточные напряжения,
которые трудно было бы снять обычным низкотемпературным отжи-
гом.
2. ГРАФИТИЗИРУЮЩИЙ ОТЖИГ

Графитизирующий отжиг применяется при превращении белого
чугуна в ковкий, для снятия наружного отбела, устранений нежела-
тельной половинчатой структуры, уменьшения количества эвтекто-
идного цементита и увеличения количества феррита.

Все перечисленные виды отжига связаны с фазовыми превраще-
ниями, производятся при температурах более высоких, чем для сня-
тия остаточных напряжений и поэтому отпадает необходимость
в последнем виде отжига, если были соблюдены правильные скорости

охлаждения отливок.

Графитизирующий отжиг при производстве ковкого чугуна был
рассмотрен ранее. Этот вид отжига при производстве ферритного

ковкого чугуна является двухсту-

пенчатым, высокотемпературная
ступень (выше эвтектоидного интер-
вала) для разложения эвтектиче-
ского цементита и низкотемпера-
турная ступень для образования
феррита. Остальные виды отжига
являются обычно одноступенча-
тыми.

Фиг. 107. Распад цементита в отбелен- Если отжиг проводится только
ном чугуне снаружи в зависимости ДЛЯ разложения структурHO-CBO-
от температуры и выдержки [91]. бодного цементита (эвтектического
или вторичного), то его можно
считать смягчающим. Если к тому же еще проводится графитизация

второй стадии, или же проводится одна только вторая стадия графи-
тизации, то отжиг является смягчающим и ферритизирующим.

Отжиг для снятия наружного отбела
(высокотемпературный). Отливки из серого чугуна, несмотря на при-
нимаемые меры (высокое содержание кремния, модифицирование,
теплоизоляция формы и т. п.), часто получаются с наружным отбе-
лом глубиной 1—2 мм. Такие отливки плохо обрабатываются резцами
и имеют очень много остаточных напряжений, которые получаются
вследствие быстрого охлаждения после затвердевания и разных коэф-
фициентов линейного расширения белого и графитизированного слоев

чугуна.

При нагреве до 600° надо давать малую скорость
75—100° в час, дальнейший нагрев можно производить быстрее,
поскольку при высоких температурах быстрее снимаются напряже-
ния, не говоря уже о том, что чугун переходит в область пластиче-
ских деформаций.

Нагрев производится до 900—950°, выдержка производится в тече-
ние 1—2 час., что является достаточным для разложения свободного
цементита и установления равновесия графит — аустенит (фиг. 107).
Графитизация при 1050° требует всего только 10—15 мин. Быстрый
нагрев может быть легко достигнут в соляных ваннах.

Отжиг для снятия отбела является смягчающим.
Охлаждение, начиная с 600°, следует вести для сложных отливок
медленно, со скоростью примерно 30—50° в час до 200° для того,
чтобы не происходило образование остаточных напряжений.

При отжиге для снятия наружного отбела в сером чугуне графит
получается пластинчатым, а не хлопьевидным независимо от тем-
пературы графитизации. Это происходит потому, что в чугуне уже
имеется готовый пластинчатый графит, который растет при графи-
тизации.

Высокое содержание кремния (для увеличения скорости гра-
фитизации) вызывает при медленном охлаждении и прохождении
эвтектоидного интервала образование большого количества феррита,
что нежелательно, если чугун должен работать на износ.

Отжиг половинчатого чугуна (высокотемпе-
ратурный). Половинчатая структура характеризуется наличием сво-
бодного цементита и графита, при необходимости обработки резцами
является нежелательной, бракованной, так как чугун очень тверд.
Обычно такие чугуны (серые, ковкие, высокопрочные) получаются
при малом содержании кремния, неудачном отжиге, больших раз-
личиях в толщине стенок и т. п. При разложении структурно-сво-
бодного цементита получаются те же формы графита, что в исходном
чугуне, но они увеличиваются в размерах.

Устранение половинчатой структуры отжигом проводится с целью
исправления брака и смягчения структуры. Однако не всегда поло-
винчатая структура, ^если ее устраняют, должна рассматриваться
как брак, который исправляют. Если производить высокопрочный
магниевый чугун без графитизирующего модифицирования, то полу-
чение шаровидного графита отжигом половинчатого чугуна становится
обязательной операцией, экономящей ферросилиций и позволяющей
получать более качественные отливки (см. главу VII).

Длительность отжига зависит от содержания кремния и темпера-
туры отжига и должна быть несколько большей, чем для снятия
наружно отбеленного слоя, поскольку здесь содержится меньше
кремния.

В частности, можно принять для 900—950° не более 2—4 час.
плюс один час на каждые 25 мм сечения отливки. Остывание до 600°
производится ускоренно, чтобы не образовалось феррита, а с 600
до 200° замедленно, чтобы не возникли остаточные напряжения.
Окончательная структура должна быть перлитной.

Отжиг для уменьшения количества пер-
лита и увеличения количества феррита
(низкотемпературный). Указанный вид отжига перлитного чугуна
имеет своим назначением увеличение количества феррита, снижение
твердости чугуна и увеличение обрабатываемости его резанием, осо-
бенно если в чугуне содержится известное количество вторичного
цементита, т. е., когда количество связанного углерода более 0,7—
0,8%. Применение низкотемпературного отжига серого чугуна соп-
ровождается понижением прочности без повышения пластичности,
поэтому к нему следует прибегать, если это понижение допускается
прочностными требованиями.
На фиг. 108 показана зависимость между степенью графитизации
перлита при различных температурах для серого чугуна состава
(в %): 3,37 С; 2,03 Si; 0,87 Мп; 0,125 S. Из этой фигуры видно,
что такой отжиг целесообразно вести при температурах порядка
700—730° [145], так как при более низкой температуре эвтектоид-
ный цементит очень медленно распадается, а при более высокой
температуре возникает опасность превращения перлита в аустенит.

В табл. 25 и 25а приведены результаты влияния низкотемпе-
ратурной термообработки на свойства перлитного серого чугуна,
легированного различными элементами.

Таблица 25

Влияние низкотемпературного отжига на прочность
серого чугуна [151]

Состав чугуна: 3,30% С; 2,22% Si; 0,027% Р; 0,18% S; 0,61 % Мп; 0,03% Сг;
0,03% Ni; 0,14% Си.

Режим отжига: 775° С, выдержка 1 час. охлаждение до 540° С с печью.

Состояние Предел прочности при растяжении в кг/мм* Твердость по Бринелю
В литом состоянии В отожженном состоянии 27,0 16,0 217 131

Таблица 25а

Влияние низкотемпературного отжига при 760° С на свойства
различных чугунов [152]

НВ в кГ/мм* в кг/мм* Присадка легированных элементов к исходному чугуну в %
после отжига в литом состоянии С Мо Си N1 V
217 31,0 32,0 0,61 0,65
207 30,0 35,0 0,47 0,43 0,52 — —-
207 28,0 29,0 0,56 — — — —
201 26,8 30,2 0,50 — 0,52 — —
197 29,8 38,6 0,49 0,43 — 1,45 —
187 26,3 36,8 — 0,54 0,65 — —
179 28,1 33,8 — 0,47 — — 0,13
156 24,2 32,0 0,49 — 1,45 —
! 156 23,2 36,15 0,54 — 0,66 —
156 21,4 28,8 — — — — 0,12
149 21,0 29,0 — — — 1,72 —
146 22,0 30,9 — 0,47 — — —
143 21,0 30,5 —. —— 1,80 — —
143 19,0 26,3 Нелегированный исходный чугун
При производстве магниевого чугуна, поскольку графит является
в нем шаровидным, низкотемпературный отжиг дается, главным обра-
зом, для увеличения пластичности. При этом понижается твердость

чугуна.

На фиг. 109 приведена зависи-
мость между количеством распавше-
гося перлита в магниевом чугуне
и продолжительностью при разных
температурах [1], из которых видно,
что в магниевом чугуне по сравне-
нию с серым чугуном распадение
эвтектоидного цементита происходит
дольше. Быстрее получается его рас-
падение, если графитизацию вести
при 750°—700°.

На фиг. 110 приведена зависи-
мость между падением твердости

Фиг. 108. Степень графитизации
перлита серого чугуна при различ-
ных температурах и выдержках
[145].

и продолжительностью графитизации
эвтектоидного цементита при 700 и 750° в магниевом чугуне по дан-
ным М. Н. Кунявского и Т. Г. Демидовой [150].

Фиг. 109. Степень графитизации
перлита высокопрочного чугуна
при различных температурах и вы-
держках [1].

Фиг. ПО. Зависимость между твер-
достью и продолжительностью
графитизации эвтектоидного цемен-
тита в магниевом чугуне при 700—
750° [150].

няется также и для ковкого чугуна как исправительная операция,
если неудачно была проведена вторая стадия графитизации и чугун
оказался слишком твердым и мало пластичным.

3. СФЕРОИДИЗИРУЮЩИЙ ОТЖИГ

Сфероидизирующий отжиг является низкотемпературным и имеет
целью увеличение пластичности чугуна без значительной потери
твердости и прочности. Достигается это не увеличением количества
феррита за счет разложения эвтектоидного цементита (хотя это тоже
в известной степени происходит), а за счет его сфероидизации. Полу-

187
чение структуры с сфероидизированным (зернистым) перлитом широко
применяется при производстве ковкого чугуна, когда требуется соче-
тать большую прочность и вязкость. Такая структура лучше работает
на износ чем ферритная и применяется для таких изделий как литые

коленчатые валы, втулки подшипников скольжения и т. п.

Получение ковкого чугуна с зернистым перлитом достигается
за счет повышения количества Мп, Сг, Ni или других примесей, тор-
мозящих графитизацию, особенно второй стадии. При наличии этих

элементов пластинки эвтектоидного цементита графитизируются зна-
чительно дольше, предварительно распадаясь на отдельные уча-

Фиг. 111. Зависимость между
связанным углеродом и длитель-
ностью выдержки при 700° в ков-
ком чугуне [145].

стки и сфероидизируясь.

На фиг. 111 показана зависимость
(в процентах) между связанным углеро-
дом (эвтектоидным цементитом) ковкого,
чугуна и длительностью выдержки (при
700°) для разных содержаний марганца.
Из этой фигуры видно, что чем больше
содержание марганца, тем дольше не
происходит существенная графитиза-
ция; именно в этот период времени
происходит сфероидизация. Существен-
ный эффект в затяжке начала графи-
тизации происходит и при понижении
температуры графитизации второй
стадии, что также содействует предва-

рительной сфероидизации цементита.

В практических условиях сфероидизирующий отжиг ковкого
чугуна производится после первой стадии графитизации, чаще всего
в той же печи (см. главу VI). Как самостоятельный отжиг он имеет
большое значение для высокопрочного чугуна, сфероидизация кото-
рого при 700° занимает 4—8 час.

4. ОБЕЗУГЛЕРОЖИВАЮЩИЙ ОТЖИГ

Обезуглероживающий отжиг имеет целью снижения количества
углерода в чугуне и в зависимости от назначения структура его
может быть доведена до чисто ферритной.

Одновременно с обезуглероживанием может иметь место и графи-
тизация. Обезуглероживающий отжиг имеет место при производстве
ковкого чугуна, подготовке чугунных изделий для эмалирования,
алитирования и т. п. При обезуглероживающем отжиге следует
учитывать диаграмму равновесия системы железо — углерод —
кислород (фиг. 112). Линия АВ является границей реакции
3Fe + 2СО^± Fe3C СО2. Выше этой линии реакция идет слева
направо, а ниже — справа налево. Линия КД является границей
равновесия 2СО^СО2 + С. Выше линии КД реакция идет слева
направо, а ниже — справа налево. Между линиями АВ и КД проте-
кают одновременно реакции

a) Fe3C + СО2 = 3Fe + 2СО; б) 2СО = СО2 + С, дающие
в сумме Fe3C + 3Fe + С, что приводит к графитизации чугуна.
Линия EF является границей реакций FeO -И СО Fe + СО2.
Выше линии EF реакция идет слева направо, а ниже — справа

налево.

Между линиями КД и EF происходит удаление углерода (сво-
бодного и связанного), т. е. обезуглероживание углекислотой, так
как сумма реакций дает свободное железо.

Ниже линии EF имеет место окисление железа.

Ввиду того, что обезуглерожи-
вание происходит с поверхности
возникает градиент концентрации
между поверхностными и внутрен-
ними слоями. Углерод свободный
в связанный растворяется в аусте-
ните и диффундирует к поверх-
ности.

Обезуглероживание поверх-
ности протекает быстрее остальных
звеньев, поэтому растворение
и диффузия углерода являются
лимитирующими звеньями про-
цесса. Чтобы происходило непре-
рывное обезуглероживание, долж-
но иметь место соответствие между

Фиг. 112. Диаграмма равновесия

системы:

элементарными звеньями процесса. железо -углерод-кислород.

Так как растворение цементита

происходит быстрее растворения графита, то при обезуглерожива-
нии белого чугуна стремятся миновать графитизацию, с тем чтобы

непосредственно растворялся цементит.

Обезуглероживание протекает через газовую фазу независимо
от того, производится ли отжиг в твердой обезуглероживающей или
в газовой среде.

Поскольку углеродистые газы в зависимости от концентрации
СО — СО2 при разных температурах могут быть не только нейтраль-
ными, но и обезуглероживать или окислять железо наилучшими
газами являются газы, содержащие не менее 20—25% водорода.
Последний не вступает во взаимодействие с железом; а только с угле-
родом.

Ранее, в гильзе VI, мы рассматривали получение ковкого чугуна
в рудной смеси путем отжига белого чугуна. Содержание кремния
в таком чугуне берется невысоким (0,5—0,7%) с таким расчетом,
чтобы цементит трудно графитизировался и значительное количество
углерода успело удалиться с поверхности путем растворения цемен-
тита и диффузии углерода. Когда остаток цементита распадается,
отжиг прекращается.

В настоящее время чугунный кровельный лист производится путем
графитизированного отжига. Е. Г. Шумовский исследовал и разра-
ботал процесс обезуглероживающего отжига кровельного листа
в газовой среде и считает, что этот процесс для чугунного листа имеет
большие перспективы [123].
Согласно Е. Г. Шумовскому процесс надо вести так, чтобы избе-
гнуть окисления листов в конце отжига. Отжиг листов при 1000—
1040° в течение 3—4 час. обеспечивает сквозное обезуглероживание
листа толщиной до 0,8 мм и получается почти обезуглероженный
аустенит (менее 0,1%), который при охлаждении превращается глав-
ным образом в феррит.

Фиг. 113. Изменение состава газа и’содер-
жания углерода в чугуне в зависимости
от длительности отжига при 1040° в газе СОг
(Е. Г. Шумовский).

Фиг. 114. Изменение структуры
чугуна (0,8 мм) в зависимости от дли-
тельности отжига образца в среде
СО2 (Е. Г. Шумовский).

По данным [123], в процессе отжига при 1040° в токе двуокиси
углерода и в смеси 25—20% СО2и 75—80% N2 происходило изменение
состава газов, так как образовался СО за счет углерода чугунного
листа и устанавливалось равновесие, соответствующее данной тем-
пературе. В процессе обезуглероживания скорость диффузии угле-
рода из внутренних слоев уменьшалась, так как уменьшалась раз-
ность концентрации в поверхностных и внутренних слоях. На фиг. 113
показано изменение состава газа и содержания углерода в чугуне
в зависимости от длительности отжига при 1040° в газе СО2 для чугуна
состава: С — 3,4%; Si — 0,73%.

На фиг. 114 показано изменение структуры чугуна в зависи-
мости от длительности отжига образцов 0,8 мм толщины в обезуг-
лероживающей газовой среде.

Очень важное значение для практического применения этого
метода имеют доступ газа к листам, скорость движения газовой смеси
вдоль поверхности листов и турболентность потока газов. Эта сто-
рона вопроса подлежит специальному исследованию.

Эмалирование чугуна производится при 800—900°. При эмали-
ровании получается много брака, если эмалевая масса покрывает
не обезуглероженную поверхность, а включения графита. JB про-
цессе эмалирования эти места вспучиваются. Обычно серый чугун
предварительно подвергается отжигу при 800° в течение 25 мин.
в воздушной среде. За это время графитные включения с поверх-
190
ности сгорают и чугун годится для эмалирования. Очень важно
обеспечить, чтобы в чугуне не было структурно-свободного цемен-
тита, который при эмалировании может распасться, выделить гра-
фит и дать брак. Такой же результат может дать и перлитный чугун
и белый чугуны, если они недостаточно обезуглерожены и выделяют
графит при охлаждении после первого эмалирования (грун-
товки).

Неудовлетворительные результаты эмалирования дает недоста-
точное выжигание графита, если его включения были слишком круп-
ными и многочисленными, например графитная спель в заэвтекти-
ческом чугуне.

Большое значение имеет обезуглероживание и при алитировании
чугуна с целью повышения его жаростойкости. Алитирование пред-
ставляет собой термодиффузионный процесс насыщения поверхност-
ных слоев алюминием. Однако, чем больше в чугуне содержится
углерода, тем меньше растворимость в нем алюминия. В этом случае
имеет также смысл иметь поверхностную ферритную структуру,,
чистую не только от цементитных включений, способных насытить
аустенит углеродом, но и от графитных включенией, которые могут
служить каналами в структуре для проникновения газов в процессе
эксплуатации.

5. НОРМАЛИЗАЦИЯ, ЗАКАЛКА НА МАРТЕНСИТ И ОТПУСК

Целью нормализации является измельчение структуры, повыше-
ние твердости, прочности и износостойкости чугуна. Наибольший
эффект дает перевод ферритно-графитной структуры в перлитно-
графитную.

При нормализации пластичных чугунов (высокопрочного и ков-
кого) повышение прочности и твердости сопровождается соответствую-
щим понижением пластичности.

Под нормализацией понимается нагрев чугуна немного выше кри-
тической температуры, растворение углерода в аустените до уста-
новления равновесия фаз аустенит — графит и охлаждения на воз-
духе с целью превращения аустенита в мелкодисперсный перлит
(сорбит). Излишний перегрев выше критической температуры вреден,
так как вместо измельчения получается укрупнение зерен.

Целью закалки и отпуска является также превращение мягкой
структуры в более твердую и прочную, при этом снижается пластич-
ность, если она имеется у чугуна. При закалке (так же как и при нор-
мализации) производится нагрев в аустенитную область, выдержка
до установления равновесия фаз аустенит—графит и охлаждение после
аустенизации. Однако при закалке охлаждение производится не на
воздухе (как при нормализации), а ускоренно, в жидких средах.
После закалки структура получается очень твердая и если она мар-
тенситная, то требует специальной операции — отпуска. Только после
отпуска структура пригодна для эксплуатации.

Закалка и отпуск имеют свою специфику, позволяющую получить
ряд структур и свойств, не получаемых при нормализации.
Нормализация и закалка основываются на общих законах пре-
вращения Fe а -> Fey, при нагреве, растворении углерода в Fey
и обратного превращения Fey -> Fe а с программным выделением
углерода из раствора [163].

При нормализации и закалке с отпуском изменение свойств
•является следствием изменения металлической основы, так как форма
графита не изменяется, а изменяются только характер металличе-
ской основы и количество графита; соответственно повышение проч-
ности является наиболее эффективным только у ковкого и высоко-
прочного чугунов, поскольку свойственные им формы графита менее
ослабляют металлическую основу, а термообработка существенно
•изменяет свойства металлической основы. Для серого чугуна повы-
шаются усталостная.прочность и износостойкость.

Хотя термическая обработка чугуна подчиняется тем же законо-
мерностям, что и термическая обработка стали, но она имеет и свою
специфику.

а) При аустенизации стали происходит растворение перлита,
а при аустенизации чугуна большое место занимает растворение
графита. Графит растворяется значительно труднее, чем перлит
.и требует более высокой температуры для растворения.

б) В стали после нагрева в аустенитную область выдержка при-
водит ,,к выравниванию концентрации, а дальнейшее повышение тем-
пературы не- изменяет концентрацию углерода в аустените. В чугуне
при нагреве в аустенитную область сначала металлическая основа
шз ферритбкарбидной превращается в аустенитную, потом начинается
растворение графита и увеличение концентрации до предельной раст-
воримости графита в аустените. При повышении температуры в отли-
чие от стали концентрация углерода в аустените повышается,
поскольку в чугуне его всегда содержится выше предела раствори-
мости.

Растворение графита начинается не фронтально, а по границам
.зерен у-фазы и постепенно насыщает все зерна. Только при весьма
высоких температурах имеет место фронтальное растворение графита.
По этим причинам температура и длительность аустенизации для
гчугуна имеет очень большое значение. Только при одинаковой тем-
пературе и длительности аустенизации можно получать соизмеримые
результаты при термообработке.

в) В связи с тем, что в чугуне всегда содержится больше кремния,
-чем в неспециальных сталях, необходимо учитывать его влияние.
Кремний увеличивает склонность чугуна к графитизации, поэтому
при нагреве в аустенитную область желательно интервал выше
-550—600° пройти по возможности быстрее, чтобы не произошла
графитизация. Кремний уменьшает растворимость углерода в аусте-
ните, а поэтому для более кремнистых чугунов одинаковая степень
растворимости углерода требует более высокую температуру.

Кремний создает, расширяет и повышает температурный эвтек-
тоидный интервал. В частности, согласно [153] для чугуна 3% Si
при нагреве начало перехода Fe а -> Fey равно 780°, а конец —•
•820°; при 3,47% Si начало перехода Fea -> Fey равно 800°, а конеп
192
850°. При охлаждении имеет место гистерезис и критические точки
превращения Fey -> Fea на несколько десятков градусов сни-
жаются. Это должно быть учтено при выборе температуры аустени-
зации и подборе скорости охлаждения.

г) При пламенном нагреве в случае пластинчатого графита
последний играет роль каналов, через которые проникают газы,
окисляют чугун, увеличивают его рост и ухудшают его качество.

Необходимо также учитывать специфику чугуна при превраще-
ниях переохлажденного аустенита. Для сравнения сначала рас-

смотрим типовое превраще-
ние доэвтектоидной стали.

На фиг. 115 приведена
С-образная диаграмма изо-
термического превращения
переохлажденного аусте-
нита и кривые охлажде-
ния, нанесенные на эту
схему.

При температурах пере-
охлаждения, но не на много
ниже перегиба С-образных
кривых аустенит распа-
дается диффузионно —
происходит превращение
Fe у -> Fea, самодиффузии
железа и диффузия угле-
рода. При этом образуются
феррит и карбидоферрит-
ная смесь (перлит, сорбит,

Фиг. 115. Типовая кинетическая диаграмма
превращения переохлажденного аустенита
в доэвтектоидной стали.

тростит); чем ниже температура превращения, тем дисперснее про-
дукты превращения, а при перегибе исчезает .свободный феррит.
До начала превращения имеет место инкубационный период, после
которого начинается само превращение. При диффузионном превра-
щении ведущей фазой является карбид.

При очень сильном переохлаждении аустенит превращается без-
диффузионно в мартенсит. Здесь имеет место перестройка Fe Fe a,

атомы железа перемещаются только на межатомные расстояния,
а атомы углерода не выходят за пределы решетки железа; строение
кристаллов носит игольчатый характер (фиг. 116).

Мартенситное превращение не имеет инкубационного периода,
происходит мгновенно, но в интервале температур; каждой темпе-
ратуре переохлаждения соответствует (в зависимости от условий)
определенный процент превращения. На фиг. 115 горизонтальная
линия Мн характеризует начало мартенситного превращения, Мк —
конец мартенситного превращения. Между Мн и Мк—область суще-
ствования аустенита и мартенсита.

Существует температурный интервал переохлаждения (среднее
переохлаждение), при котором одновременно имеет место диффузия
углерода и бездиффузионная перестройка Fey -> Fea. Это превра-

13, Ланда 26

193
щение называется промежуточным, при нем происходит образование
игольчатого тростита. В этом интервале температур очень затормо-
жена диффузия атомов основной решетки железа и легирующих
примесей (если сплав легирован); только углерод еще интенсивно
диффундирует. При промежуточном превращении имеет место не диф-
фузионный, а мертенситный механизм изменения Fey -> Fea с обра-
зованием частиц (вследствие диффузии), когерентно связанных

с исходной матрицей.

Из фиг. 115 видно, что при температурах выше перегиба (выше
примерно 500°) происходит превращение аустенита в пластинчатый
перлит (77), в интервале пере-

гиба происходит превращение
аустенита в пластинчатый сор-
бит (С), при температурах ниже
перегиба происходит превраще-
ние аустенита в тростит (Т), при
температурах немного ниже
перегиба тростит получается
пластинчатым, а при более низ-
ких температурах — игольча-
тым. Все эти структуры пред-
ставляют собой смесь феррита
с цементитом и чем ниже темпе-
ратуры, тем они дисперснее.

Пластинчатыми структуры

Фиг. 116. Мартенсит. называются потому, что перлит,

сорбит и тростит представляют
собой смеси пластинок цементита и феррита. При низких темпера-
турах превращения феррит приобретает игольчатую направлен-
ность, а поэтому тростит называется игольчатым. Соответственно
меняется твердость* (и прочность), а именно: перлит крупный —
190—230 НВ', перлит сорбитообразный —230—260 НВ; тростит —
300—400 НВ; тростит игольчатый —450—550 НВ. Предел прочности
при растяжении составляет примерно г/9 НВ в кг!мм?.

Мартенсит, как мы уже говорили, образуется при наиболее
низких температурах превращения. Он не только продукт переох-
лаждения, но феррит в нем очень пересыщен углеродом, поэтому
ему свойственна большая напряженность (в виду искажения решетки)
и неустойчивость при нагреве в область выше мартенситного превра-
щения, где начинают развиваться диффузионные процессы. Мартен-
сит тверд (7?С = 58 и выше) и хрупок.

Нафиг. 115 кривая охлаждения / приводит к образованию струк-
туры, получаемой в литом состоянии при медленном охлаждении
аустенита и превращении его в феррит и перлит; кривая охлаждения 2
характеризует превращение переохлажденного аустенита в мелкий
перлит (сорбит); кривая 3 —в игольчатый тростит, а кривая 4 —
в мартенсит. Поскольку кривая 2 пересекает С-образные линии
в районе перегиба, она характеризует процесс нормализации; кри-
вые 3 и 4 отражают большие скорости охлаждения, не пересекают
С-образные линии и характеризуют процессы закалки, соответственно
на игольчатый тростит и мартенсит (5 — изотермическая; 4 — не-
прерывная).

Критическая скорость закалки (VKp) —это минимальная ско-
рость охлаждения, при которой получается структура закалки; она
характеризуется кривой охлаждения, касающейся перегиба кривой
начала диффузионного превращения аустенита.

Специфика чугуна оказывает влияние на превращение переох-
лажденного аустенита.

1. Наличие повышенного количества кремния в высокопрочном
чугуне с шаровидным графитом приводит к ускорению распада аусте-
нита в области перлитного превращения (600—700°), перегиб пер-
литного превращения сдвигается в область более высоких темпера-
тур, усложняется диаграмма кинетики изотермических превращений
переохлажденного аустенита (появляется второй перегиб ускорен-
ного распада) и затрудняется распад в области промежуточного
превращения, вплоть до стабилизации некоторой части аусте-
нита. Характерная кривая представлена в работе [228].

2. Разветвленный графит облегчает распадение аустенита, поэтому
при закалке серого чугуна стабилизированного аустенита не остается.
При закалке же высокопрочного чугуна с шаровидным графитом,
содержащего обычно больше кремния, легче сохраняется стабили-
зированный аустенит.

3. Чем выше температура аустенизации чугуна, тем больше
легируется аустенит углеродом, тем больше снижается Мк и Mtt
и больше вероятность получения остаточного аустенита при закалке
на мартенсит.

На фиг. 117 и 118 представлены диаграммы кинетики изотерми-
ческого превращения аустенита для высокоуглеродистого серого
чугуна (3,95С; 2,65Si) [35] и высокопрочного магниевого чугуна
(3,12% С; 3,51%Si; 0,55%Mn; 0,012%S; 0,1%Р; 0,1%Сг; 0,1%№;
0,05%Mg [228].

А. Нормализация

На фиг. 119 и 122 приведены зависимости количества перлита
от температуры нагрева и длительности выдержки после нормали-
зации чугуна; нафиг. 119 для ферритного серого чугуна по данным
А. М. БочвараГИ. П. Смирягина и ПГИГЪашкирова, показавших
принципиальную возможность термообработки чугуна за счет рас-
творения графита; на фиг. 120 —для ферритного ковкого чугуна
по данным [155] и фиг. 121 —для высокопрочного чугуна с 85%
феррита по данным [1].

Приведенные данные получены на опытных образцах, поэтому
они могут служить только для ориентировки с тем, чтобы в каждом
отдельном случае режим нагрева и выдержки, учитывал специфику
отливки, особенно толщину стенок, поскольку от этого зависят ско-
рость охлаждения и характер распада аустенита.

Для серого и высокопрочного чугунов структуры, получаемые
нормализацией в принципе, могут быть получены в литом состоянии,
13* 195
Температура

Фиг. 117. Диаграмма изотермического
превращения аустенита в высокоугле-
родистом и высококремнистом сером
чугуне.

Температура аустенизации.900°

Фиг. 118. Диаграмма изотермического
превращения аустенита в высокопрочном
магниевом чугуне.

Фиг. 119. Влияние темпе-
ратуры и выдержки на
образование перлита после
нормализации ферритного
серого чугуна.

Фиг. 120. Влияние температуры и вы-
держки на образование перлита после
нормализации ферритного ковкого чугуна
[155].
однако технология получения отливок не позволяет регулировать
химический состав и скорость охлаждения для каждого изделия
в отдельности, а поэтому очень тонкие сечения получаются порой
слишком твердыми и требуют графитизирующего отжига, а слишком?
толстые — мягкими и требуют нормализации, если они недостаточно
прочны или износостойки. ;

Кроме того, первичное зерно в ли?ой-структуре обычно крупйее,
{ чем в нормализованной. ; i

Серый чугун с большим количеством феррита получается в литом
состоянии, если в нем содержится много кремния. Такой же.резуль-

тат получается и в высокопрочном чугунё. Возможность повышейия
количества перлита в структуре становится понятным, если обратиться

i к схеме С-образной диаграммы для

. чугуна, склонного давать много фер-
; рита (фиг. 115). Согласно этой
схеме при медленном охлаждении
отливки (например, в земляной
форме), структура получается фер-
ритно-перлитной, если же потом
, ее нагреть в частично или полностью
аустенитную область, выдержать
соответствующим образом и охладить
быстрее, напрймер на воздухе, то
количество перлита^увеличится.

Обычно серъш~чуТуьГнорма лизуют
при^§50 —^95(гУ^ь1держкой от 1
до 2 часГТТоЪле

чается 200—220 НВ и несколько
увеличивается прочность.

При нормализации высокопроч-
ного чугуна термообработка ведется
обычно при температуре выше 900°,

и выдержки на образование перлита
после нормализации ферритного
(85%) высокопрочного чугуна [1].

что объясняется высоким содержанием кремния в магниевом чугуне.
Выдержка дается 0,5—2 часа. На фиг. 122 приведены результаты
обработки большого количества плавок магниевого чугуна среднего
состава: 3,7% С; 2,5% Si; 0,3% Мп; 0,05% Mg, по данным [158],
показывающие зависимость между пределом прочности при растя-
жении и относительным удлинением для отожженного и нормализо-
ванного высокопрочного чугуна.

Наибольший эффект дает нормализация ферритного ковкого
чугуна. Вследствие малого содержания кремния (обычно до 1,2%)
требуемая структура всегда получается графитизирующим отжигом
белого чугуна по специальному режиму. Часто бывает затруднитель-
ным получить отжигом нужную структуру для каждого вида отливок
(если они разного назначения и отжигаются вместе). Иногда бывает
целесообразным отжечь все отливки на ферритно-графитную струк-
туру, особенно, если большинство отливок должны быть феррит-
ными, а затем для отдельных отливок, требующих увеличения проч-^
ности, твердости и износостойкости, проводить нормализацию.
. На фиг, 123 приведено изменение механических свойств ковкого
чугуна после нормализации от разных температур по данным
Б. А. Саватюгина. Исходный чугун ^имел аь = 34 кГ/мм2, и S = 9%.
Обычно ковкий чугун нагревают до 820—860°, выдерживают 20—

Фиг. 122. Зависимость между
пределом прочности при растяже-
нии и относительным удлинением
для отожженного и нормализо-

кгм/см* .

свойств

ковкого чугуна после нормализации от раз-
личных температур [Б. А. Саватюгин].

ванного высокопрочного чугуна
1158].

40 мин. и охлаждают на воздухе. При таком режиме получается
хорошее соотношение перлита и феррита и хорошее сочетание вяз-
кости, прочности и твердости чугуна.

! Б. Закалка на мартенсит

В связи с тем, что чугун менее теплопроводен, чем сталь, и маши-
ностроительные отливки обычно достаточно сложны по форме, теп-

б)

Фиг. 124. Типовая диаграмма изменения твердости чугуна
при закалке от разных температур.

ловые и структурные напряжения в них достигают больших размеров,
а поэтому закалку чугуна на мартенсит проводят большей частью
в масло, а не в воду.

После растворения цементита и графита во время аустениза-
ции при закалке удается весь углерод сохранить в связанном состоя-
нии в отличие от нормализации, где возможна и частичная графити-
•198
зация. В зависимости от назначения закалку производят из расчета,
чтобы получить заэвтектоидную структуру металлической основы,
если требуется увеличить износостойкость и эвтектоидную струк-
туру — если требуется повысить прочность.

На фиг. 124 показаны типовые диаграммы изменения твердости
чугуна при закалке от разных температур. У перлитного чугуна

имеет место понижение твердости
при закалке от температуры выше
550° до начала растворения угле-
рода и от очень высоких темпера-
тур. Первое снижение твердости
происходит вследствие графити-

Фиг. 126. Изменение [твер-
дости при закалке высоко-
прочного ферритно-перлит-
ного чугуна от разных тем-
ператур в зависимости от
длительности выдержки [9].

Фиг. 125. Кривые изменения твердости
ферритного ковкого чугуна в зависи-
мости от выдержки при различных
температурах:

I — изменение твердости при 760°; II —
изменение твердости при 800°; ///—изме-
нение твердости при 850°; IV — изменение
твердости при 900° (А. Ланда и А. Белова)..

зации цементита перлита, а второе снижение вследствие увеличения
концентрации углерода в растворе и появления остаточного аусте-
нита. У ферритного чугуна первое снижение твердости отсутствует,
поскольку, в структуре нет перлита, а повышение и снижение твер-
дости при закалке от аустенитной области требует более высоких тем-
ператур нагрева и длительности выдержки, поскольку графит рас-
творяется труднее цементита.

На фиг. 125 показано изменение твердости при закалке феррит-
ного ковкого чугуна в зависимости от длительности выдержки при
температурах 760, 800, 850 и 900° по данным [24], а на фиг. 126
показано изменение твердости при закалке высокопрочного феррита
Фиг. 127. Влияние содержания никеля и размера
образца на твердость чугуна при закалке [91];
температура нагрева 900°, температура закалки 875°,
закалка в масло. Состав чугуна (в %):

3,7 С; 1,9 Si; 0,95 Мп; 0,86 Р; 0,11 Сг.

Фиг. 128. Кривые прока-
лив аемости чугунов [176].

НМ — никельмолибденовый
чугун (1,30% Ni; 0,90% Мо);
ХНЗ — хромоникелевый чу-
гун (0,95% Сг; 3,00% Ni);
М — молибденовый чугун
(0,69% Мо); ХД — хромо-
медистый чугун (0,35% Сг;

3,00% Си); ХН2 —хромони-
келевый чугун (0,70% Сг;
1,71% Ni); П — обычный
серый перлитный чугун.
перлитного чугуна в зависимости от длительности выдержки при тем-
пературах 850, 900, 1000 и 1050° по данным М. Н. Кунявского
и Т. Г. Демидовой [9].

При закалке структура изменяется на большую глубину, чем при
нормализации; легированные чугуны дают по глубине прокаливае-
мое™ больший эффект по сравнению с нелегированными, а высоко-
прочные — больший по сравнению с серыми.

На фиг. 127 показана зависимость твердости от диаметра образца
и от содержания никеля для края и середины образца [91].

На фиг. 128, по данным Г. Н. Николаева [176], показаны полосы
прокаливаемое™ перлитного серого чугуна нелегированного и леги-
рованного, определенные методом торцовой закалки.

На фиг. 129 показаны кривые прокаливаемое™ ферритно-перлит-
ных чугунов серого и высокопрочного по данным [9].

На фиг. 130 и 131 представлены обобщенные диаграммы прокали-
ваемое™ по данным [47], дающие зависимость между твердостью
от охлаждаемого торца для серых и магниевых чугунов и углеродным
эквивалентом.

При нагреве под закалку придерживаются тех же температур
и длительностей выдержки, что и при нормализации.

При нагреве под закалку надо предохранить изделия от обезугле-
роживания, в противном случае требуемого эффекта от закалки
не получится, особенно в поверхностных слоях.

Закалка чугуна на мартенсит требует обязательного последую-
щего отпуска, даже в том случае, если окончательная структура
должна остаться мартенситной, поскольку превращение аустенита
в мартенсит связано с большими изменениями удельных объемов
и возникновением остаточных напряжений, могущих вызвать образо-
вание трещин в отливках. Тем более требуется отпуск когда мартен-
ситная структура является переходной к получению сорбитной или
троститной структуры различной дисперсности. Эффект повышения
прочности в реальных отливках получается как за счет металла,
участвовавшего в мартенситном превращении (поверхностные слои),
так и за счет внутренних слоев, участвовавших только в перлитном
превращении.

В. Отпуск

Отпуск является последующей операцией после закалки и про-
изводится путем нагрева не выше температур фазового превращения
и кратковременной выдержки (30—40 мин.). Иногда для снятия оста-
точных напряжений отпуск производится и после нормализации.

Различают три вида отпуска: низкотемпературный, средне-
температурный и высокотемпературный.

Низкотемпературный отпуск производится при
температуре 200—250°. Задачей низкотемпературного отпуска
является снятие закалочных напряжений, возникающих вследствие
превращения структур, фиксируемых закалкой.

При низкотемпературном отпуске тетрагональный мартенсит
переходит в почти кубический, в нем уменьшается концентрация
f Ь,5 7,510,5 50

Расстояние от охлаждаемого торца .

Фиг. 129. Прокаливае-
мость чугуна:

1 — ферритно-перлитный
чугун с шаровидным графи-
том; 2 — обычный ферритно-
перлитный серый чугун
с пластинчатым графитом.

Фиг. 130. Зависимость между твердостью и расстоянием
от торца серого чугуна с разным углеродным эквивалентом.

Фиг. 131. Зависимость между твердостью и расстоянием
от торца высокопрочного чугуна с разным углеродным экви-
валентом.
углерода. Отпущенный мартенсит представляет собой смесь низко-

углеродистого мартенсита с когерентно связанными частицами цемен-
тита. Твердость отпущенного мартенсита почти такая же, как и куби-
ческого мартенсита. После низкотемпературного ‘отпуска в струк-
туре сохраняется остаточный

аустенит.

Закалка с низкотемпера-
турным отпуском придает
чугуну большую износостой-
кость.

Среднетемпера-
турный отпуск про-
изводится при температуре
350—450°. Задачей средне-
температурного отпуска яв-
ляется снятие остаточных
напряжений, превращение
остаточного аустенита и мар-
тенсита в тростит отпуска.

Твердость закаленного
и среднеотпущенного чугу-
нов ниже закаленного и выше

Фиг. 132. Влияние термической обработки
на предел прочности при растяжении и твер-
дости чугуна. Состав чугуна (в %):

1,68 Si; 0,65 Мп; 1,84 Ni и 0,46 Сг [А. В.

Everest]. [91].

исходного (до закалки). Закалка с среднетемпературным отпуском
производится с целью повышения прочности и износостойкости

отливок.

Высокотемп ер а т у р-
ный отпуск производится
при температуре 500—600°
с целью снятия закалочных
напряжений и превращения
остаточного аустенита и мартен-
сита в сорбит отпуска. Высоко-
температурный отпуск при
600—650° с соответствующей
выдержкой приводит к образо-
ванию зернистого перлита.

При высокотемпературном
отпуске твердость после за-

Фиг. 133. Влияние термической обработки ка^ки значительно снижается,
на механические свойства чугуна [149]. приближаясь к исходной твер-
• дости. Высокотемпературный
отжиг имеет целью повысить прочностные свойства чугуна.

На фиг. 132 показано влияние закалки и отпуска при раз-

ных температурах на твердость и прочность серого легированного
перлитного чугуна [91]. На фиг. 133 показано влияние темпера-
туры закалки и отпуска на прочность серого чугуна [149].

В табл.26 приведены пределы прочности при растяжении в кПмм2
после закалки с 870° в масле и отпуска при 550° серого чугуна:
нелегированного (3,06%С; l,36%Si), • никельмолибденового.
(2,9% С; 1,26% Si; 1,38% Ni; 0,41% Mo), медемолибденового
(2,9% С; 1,36% Si; 0,4% Mo; 1,27% Си) для образцов диаметром:
53,4 и 101,5 мм, из которых вырезались образцы в центре

Фиг. 134. Влияние температуры
отпуска на твердость НВ и удар-
ную вязкость ak закаленного фер-
ритного ковкого чугуна.

и периферии - и испытывались'
[159].

В табл. 27 представлены резуль-
таты влияния различных видов тер-
мообработки нелегированного высо-
копрочного чугуна с шаровидным
графитом [160].

Анализируя табл. 26 и 27, можно
сделать вывод, что закалка с высо-
котемпературным отпуском дает луч-
ший эффект повышения прочности,
чем нормализация. Для серого чугуна
это видно по результатам испытания
образцов из периферийных частей,
где больше вероятность прохождения

мартенситного превращения, а для высокопрочного чугуна это
видно на образцах, закаленных при 850° и отпущенных при 500°.

Таблица 26

Вид серого чугуна Диаметр литых образцов в мм
53,4 101,5
Центр | Периферия Центр Периферия
Нелегированный литой 22,7 29,6 22,4 28,8
Нелегированный термообработан- ный 32,9 42,7 27,9 42,9
Никельмолибденовый литой . . 30,0 37,0 26,8 32,8
Никельмолибденовый термооб- работанный 88,8 46,9 32,3 43,7 ,
Медемолибденовый литой .... 28,6 38,6 28,4 33,5
Медемолибденовый термообрабо- танный 37,2 50,2 37,7 47,8

На фиг. 134 показана зависимость твердости и ударной вязкости
от температуры отпуска закаленного ковкого чугуна [161 ]. Из этой
зависимости видно, что с помощью закалки при равных температурах
можно получить различную твердость и вязкость. При высоком
отпуске получается зернистый перлит. Такой же результат полу-
чается и при высоком отпуске высокопрочного закаленного чугуна.
Необходимо помнить, что структуру зернистого перлита можно полу-
чить сфероидизирующим отжигом, что не вызывает опасности тре-
щинообр азования.
Вид обработки аЬ в кГ/мм? °0,5 в кГ]m.m? НВ б %
Литое состояние 55-70 40-55 220—280 1-3
После отжига при 850°— 2 часа, охлажде- ние с печью 60—75 40—55 220—270 3-5
После отжига при 850°— 2 часа, охлажде- ние на воздухе 70—90 50-70 240—300 3—7
После закалки с 850° и отпуска при 350° 90—105 75-95 450—525 1
После закалки с 850° и отпуска при 500° 90—110 80-95 350—450 1—3
После закалки с 850° и отпуска при 600° 75-90 60-75 250-325 3-5

6. ИЗОТЕРМИЧЕСКАЯ ЗАКАЛКА

Под изотермической закалкой понимается аустенизация и быстрое
охлаждение (с критической скоростью) изделий в расплавленных
солях до температур не ниже начала мартенситного превращения
и выдержка для обеспечения диффузионного распада. В связи с тем,
что охлаждение производится в горячих средах, сечение изделий
должно быть относительно небольшим (10—15 мм).

При изотермической закалке изделия не претерпевают мартен-
ситного превращения со свойственным этому превращению измене-
нием объемов, образованием трещин и короблением, поскольку
возникающие напряжения вследствие быстрого охлаждения сни-
маются во время нахождения изделия в ванне с расплавленной
солью. Изотермическая закалка относится к прогрессивным методам
термообработки [161 а, б).

При охлаждении изделий в области высоких температур (550—
650°) структура получается перлитной и такой процесс может успешно
заменять закалку с высокотемпературным отпуском. При одинаковой
твердости после изотермической обработки и после мартенситной
закалки с отпуском первый вид обработки дает более высокую проч-
ность и износостойкость.

При изотермической закалке выдерживают отливки в расплавлен-
ной соли в зависимости от состава и характера чугуна от 20
до 60 мин. Наилучшие температуры закалочной ванны обычно 300—
350°. При этих температурах получается наилучшая износостой-
кость серого чугуна [фиг. 135].

В табл. 28 приведено влияние изотермической закалки на аь
и НВ серого чугуна различных составов, а в табл. 29 указан хими-
ческий состав исследуемых чугунов (в %).

Из этих таблиц видно, что наилучшая температура ванны с точки
зрения прочности чугуна 300—350°.

В табл. 30 приведены результаты изотермической обработки моди-
фицированного серого чугуна, имеющего в литом состоянии вь =
= 36,5 кГ/мм2, НВ = 235.
Фиг. 135. Сравнительная
износостойкость серого
чугуна, подвергнутого
изотермической закалке
и непрерывной закалке
f‘C отпуском(М. М. Кантор).

Фиг. 136. Предел
прочности при рас-
тяжении, ударная
вязкость, относи-
тельное удлинение,
твердость и остаточ-
ный аустенит в за-
висимости от темпе-
ратуры закалочной
ванны [М. Н. Ку-
нявский и Н. Д.
Фролов].
Температура закалочной среды в ®С Номера составов чугуна
1 2 3 4
аЬ в кГ/мм? НВ аь в кГ/мм* НВ °ь в кГ/мм? НВ °Ь в кГ/мм? НВ
В литом состоянии 60,2 229 72,5 240 74,8 251 62,7 255
250 38,5 492 41,8 507 44,0 515 21,5 470
300 90,5 332 103,0 388 109,0 386 71,7 345
350 87,6 317 96,1 334 90,1 340 65,6 282
500 77,6 286 74,7 290 71,2 314 69,3 299.
600 67,2 237 75,9 252 77,3 265 : 73,2 273

Таблица 29

№ состава чугуна ^общ Сар Si Мп Сг Мо
1 2,83 2,13 1,90 0,55 0,19 —
2 2,85 2,15 1,20 0,56 0,14 0,24
3 2,83 2,12 1,92 0,55 0,15 0,50
4 3,56 2,90 2,08 0,54 — —

Таблица 30

Прочность и твердость термически обработанного модифицированного
чугуна [177]

Аустенизация при 860® С и охлаждение Cfj в кГ/мм? Твердость НВ
5 мин. при 540° С 47,5—47,8 296
10 мин. при 480° С 40,0—41,5 265
30 мин. при 430° С 45,7—45,5 265
1 час при 370° С 53,4-47,1 295
2 часа при 340° С 61,0—60,5 340
4 часа при 320° С. . . : 60,5—57,3 370
Наибольший интерес представляет изотермическая обработка
магниевого высокопрочного чугуна с шаровидным графитом.

Благодаря усложненной диаграмме изотермического превра-
щения переохлажденного аустенита и частичной его стабилизации
удается получить в структуре сочетание остаточного аустенита

а) "10 20 30 4/7 Rc

7 б)

Фиг. 137. Износостойкость изотермически закаленных высо-
копрочных чугунов:

g. — износ в зависимости от температуры среды при изотермической
закалке; б — износ в зависимости от метода закалки: 1—обычная;

2 —• изотермическая LT. Г. Демидова и М. Н. Кунявский].

Фиг. 138. Прочность термически
обработанного ферритно-перлитного
чугуна [Т. Г. Демидова и М. Н.

Кунявский] [9]:

1 — изотермическая закалка; 2 — за-
калка с отпуском.

и игольчатого тростита, дающее весьма хороший комплекс свойств,
который невозможно получить у других чугунов.

Нафиг. 136 приведены данные М. Н. Кунявского и В. Д. Фролова
[148], дающие зависимость между температурой закалочной ванны,
ударной вязкостью относитель-
ным удлинением (6), пределом проч-
ности при растяжении (сг*), твердостью
(НВ) и остаточным аустенитом (До)
для магниевого чугуна с 3,6—
3,76% Si; 3,25—3,38% С, аустенизи-
рованного при 900° —30 мин. (вы-
держка в закалочной среде—30 мин.).
Из этих данных видно, что при тем-
пературе закалочной ванны 350°
чугун приобретает ак > 14 кГм/см\
6=3%, сгй=105 кГ/мм2, и /?С=35.

На фиг. 137 приведены данные
М. Н. Кунявского и Т. Г. Демидо-

вой, показывающие зависимость между температурой закалочной
ванны, твердостью и износом для высокопрочного чугуна.

На фиг. 138 по тем же данным дается зависимость между
твердостью и прочностью для ферритно-перлитного высокопрочного
чугуна, закаленного от 900° и отожженного по сравнению с изо-
термически закаленным. Из этих данных видно, что при одинако-
вой твердости прочность изотермически закаленных чугунов на
25—40% выше.
Известную помощь в выборе закалочных ванн для изотермиче-
ской закалки, а также для отпуска после обыкновенной закалки
может оказать табл. 31 по данным [91].

Таблица 31

Отпускные и закалочные ванны [91]

Состав Температура плавления в °C Область применения в °C
3 части хлористого кальция +1 часть хлори- стого натрия 500 540-870
3 части хлористого кальция+2 части хлори- стого натрия+ 3 части цианистого натрия . 500 500—800
1 часть хлористого кальция+ 2 части хлори-
стого натрия + 4 части хлористого калия + 7 частей хлористого бария 470 500-800
1 часть азотнокислого натрия + 1 часть азот- нокислого калия 220 240—520
1 часть азотнокислого калия + 1 часть азоти- сто-кислого натрия 145 160-500
4 части азотнокислого натрия + 3 части азот- нокислого калия + 3 части азотнокислого бария 160 180-400
Свинец 330 350-900
1 часть свинца + 2 части цинка 180 200-500

7. ТЕРМООБРАБОТКА В ПСЕВДООЖИЖЕННОМ СЛОЕ

Как известно, жидкие среды являются хорошими теплоносите-
лями. В расплавленной соли можно значительно быстрее нагревать
изделия, чем в газовой среде. То же самое относится к охлаждению
в расплавленных солях, воде или масле. Каждой среде соответствует
свой коэффициент теплоотдачи (а).

Поскольку жидкости отличаются известной подвижностью моле-
кул, представляется возможным любой зернистый материал, насы-
панный на решетку при продувании через него снизу газов, перевести
во Свешенное состояние и создать подвижность зернышек подобную
жидкости. В данном случае достигается своего рода ожижение.
При пропускании через взвешенный песок горячих газов можно полу-
чить эффект, аналогичный нагреву в расплавленных солях, а при
пропускании холодного воздуха можно получить эффект охлаждения
раскаленного металла, подобный охлаждению в жидкой среде [178,
179].

Псевдоожижение дает, кроме того, ряд положительных особен-
ностей, невозможных для жидких сред.

А. Ф. Ланда, И. Г. Мартюшиным и Н. Н. Варыгиным разработан
способ термической обработки чугунных и стальных отливок в псев-
доожиженном слое (авторское свидетельство № 111541, 1957 г.).
Ниже приводятся данные, полученные авторами способа.

На фиг. 139 показано устройство для охлаждения и закалки
в псевдоожиженном («кипящем») слое. Охлаждающая ванна с порош-
кообразным теплоносителем состоит из сосуда, в котором на неболь-

шом расстоянии от дна устанавливаются металлические решетки

со смещенными по отношению друг к другу отверстиями, на которые
насыпается теплоноситель. Под решетку вводится охлаждающий
воздух.

В ванну помещается змеевик, через который подается вода для

охлаждения слоя.

Воздух под давлением, проходя через слой порошкообразного
материала, с определенной скоростью, получившей название «кри-
тической скорости псевдоожижения», приводит этот слой в псевдоожи-

женное состояние. По-
рошкообразный тепло-
носитель при достиже-
нии критической скоро-
сти резко меняет свои
свойства. Текучесть по-
рошка сильно возрастает
и через слой начинают
проскальзывать пузырь-
ки воздуха.

Эти пузырьки вызы-
вают перемешивание
всего слоя и интенсифи-
цируют в нем процессы
теплоотдачи. В такой
слой можно легко опу-

Фиг. 139. Схема ванны для закалки в псевдоожи- скать изделия, как в
женном слое. жидкую ванну.

На фиг. 140 показан
результат исследования зависимости коэффициента теплоотдачи а
от скорости продувания воздуха W для пяти фракций кварцевого
песка (размер зерен от 0,130 до 0,745 мм) и двух фракций чугун-
ной дроби (размер зерен 0,357 и 0,551 мм) [227].

Кривые; показывают плавное изменение коэффициента теплоот-

дачи в зависимости от скорости продувания газа с переходом через
максимум.

Из приведенного графика видно, что максимальный коэффи-
циент теплоотдачи увеличивается с уменьшением зерна тепло-
носителя.

При одинаковом зерне максимальный коэффициент теплоотдачи
выше для более тяжелых частиц теплоносителя.

Из графиков видно также, что с увеличением величины зерна
и удельного веса теплоносителя увеличивается скорость продувания
для достижения максимального значения коэффициента теплоотдачи,
отсюда выбор более мелких частиц теплоносителя влечет меньший
расход подаваемого газа при большем а.
Давление газа

Р = 7 Л + 8,
где ун — насыпной вес теплоносителя;

Н — высота слоя;

S — сопротивление решетки и трубопроводов.
Расход воздуха

Q = Г ;

4 ’

где W — скорость газа;

D — диаметр ванны.

Фиг. 140. Изменение коэффициента теплоотдачи а в зависимости
от скорости продувания слоя воздухом — W.

Например, для теплоносителя кварцевого песка с диаметром зерна
0,2 мм максимальная скорость W = 20 см!сек. Этой скорости соот-
ветствует атах = 400 ккал/м2 час °C.

Для термической обработки, исходя из задачи соблюдения сани-
тарной гигиены, желательно брать частицы теплоносителя по воз-
можности одинаковыми и предусмотреть вытяжку для удаления пыли
из слоя.

На фиг. 141 показаны сравнительные кривые охлаждения в непод-
вижном песке, на воздухе, в псевдоожиженном слое и в масле.

Из представленных кривых видно, что при новом методе скорость
охлаждения может изменяться в значительных интервалах (заштри-
хованная область).

Опыты по охлаждению нагретого до 800° С серебряного зонда
диаметром 20 мм показали, что скорость охлаждения, отнесенная
к температуре поверхности зонда 550° С, может изменяться от5°/сек
в неподвижном песке до 75 |°/сек в кипящем слое (для теплоносителя
с диаметром зерна 0,200 мм). В реальных условиях охлаждения
деталей диапазон скоростей охлаждения будет еще больше, так как
скорость охлаждения деталей в неподвижном песке будет гораздо
меньше.

Возможность регулирования скорости охлаждения в процессе
самого охлаждения (простым перекрытием вентиля подачи газа)
делает новый метод весьма выгодным по сравнению со всеми суще-

Фиг. 141. Сравнительные кривые охлаж-
дения при закалке в масле, псевдоожи-
женном слое, изотермической закалке:

ствующими методами охлажде-
ния, так как дает возможность
программно регулировать ско-
рость охлаждения, что очень
важно для отливок, поскольку
они обычно всегда имеют слож-
ную форму.

Новый способ позволяет
производить нормализацию
с большей интенсивностью и по-
лучить тем самым более высо-
кие свойства изделий, а при
закалке замедлять скорость
охлаждения в интервале тем-
ператур мартенситного превра-.
щения (кривая 2—3). В послед-
нем случае возможно получение
результатов, близких к резуль-
татам изотермической закалки

1 — охлаждение в масле: при 550° v =100
град/сек; при 250° г/=30 град/сёк; 2—2 охлаж-
дение в псевдоожиженном слое кварцевого
песка (d зерна = 0,2 мм): при 550Oi v =75
град/сек; при 250° v = 10 град/сек; 2—3
то ж. с остановкой кипения слоя при 350° С;
2 — •/ изотермическая закалка в расплавлен-
ной соли v = 75 град/сек.; 5 — охлаждение
па воздухе при 550° v = 10 град/сек., при
250° = 1,5 град/сек.; 6 — охлаждение в
неподвижном песке: при 550° v=5 град/сек,
при 250° t'=0,5 град/сек.

графитом. На фиг. 142 показано

с минимальным количеством
закалочных дефектов. При этом
отпадает необходимость расхода
солей и возникновение других
недостатков, свойственных соля-
ным ваннам.

Весьма эффективным показал
себя новый метод при термо-
обработке высокопрочного (маг-
ниевого) чугуна с шаровидным
изменение механических свойств

(од и б) двух плавок высокопрочного чугуна в зависимости от тер-
мической обработки.

Из графиков видно, что закалка в псевдоожиженном слое квар-
цевого песка (диаметр зерен 0,2 мм) и в масле с последующим отпус-
ком дают почти одинаковые свойства для плавки № 1 [химический
состав (в %): 3,7С; l,08Si; 0,43Mn; 0,036Mg].

Образцы из плавки № 2 [химический состав (в %): ЗС; 2,72Si;
0,54 Мп; 0,045 Mg], закаленные в псевдоожиженном слое и отпу-

щенные на 300, 400 и 500°, дали более высокие механические

свойства, чем при закалке в масле с такими же отпусками.

Выше говорилось, что закалка в псевдоожиженном слое может
быть использована взамен изотермической закалки.
Закалка в псевдоожиженном слое на образцах (без отпуска)
подтвердила предположения и показала даже более высокие меха-
нические свойства (вь и 6), чем изотермическая закалка при 300°.

Одновременно были про-

ведены исследования на оста-
точный аустенит после за-
калки и отпуска при 325° С
с выдержкой 3 часа.

Результаты опытов при-
ведены в табл. 32. Эта таб-
лица показывает, что с уве-
личением кремния в высоко-
прочных чугунах остаточ-
ного и стабилизированного
аустенитов оказывается боль-
ше при закалке в псевдоожи-
женном слое или изотермичес-
ки в соляной ванне по срав-
нению с закалкой в масле.
Это говорит за то, что путем
сочетания структур остаточ-
ного аустенита и сорбита
можно получать повышенные
механические свойства.

Таким образом, псевдо-
ожиженный слой является
новой и перспективной сре-
дой для термообработки чу-
гунного литья и повышения
его свойств.

Температура закалки-В70°С
Время Выдержки -30 мин.

Фиг. 142. Зависимость механических свойств
ВЧ от термической обработки:

диаметр литого образца 20 мм\ диаметр испыты-
ваемых образцов 10 мм,\ предел прочности
(fy кГ/мм2\ относительное удлинение б %.

Таблица 32

| № плавки Вид термической обработки № образ- цов о/о остаточ- ного аусте- нита после закалки % остаточ- ного аусте- нита после отпуска при 325° в тече- ние 3 час.
3 Закалка в масле с 870° С 2 15,5 2,5
3 18,0 3,6
4 16,7 2,5
3 Закалкй в псевдоожиженном слое кварце-
вого песка (d зерна =0,2 мм) с 870° С . . 5 10,8 3,5
6 12,0 5,0
7 10,8 3,6 .
3 Изотермическая закалка в расплавленной
соли:
t закалки 870° С . . 8 12,0 5,0
t закалочной ванны 300° 9 10,8 3,6
Изотермическая выдержка 1 час 10 9,5 3,6
Продолжение табл. 32

№ плавки Вид термической обработки № образ- цов % остаточ- ного аусте- нита после закалки % остаточ- ного аусте- нита после отпуска при 325° в тече- ние 3 час.
4 Закалка в масле с 870° С 12 14,4 4,6
13 12,0 3,5
14 13,3 4,6
4 Закалка в псевдоожиженном слое кварце-
вого песка (d зерна = 0,2 мм) с 870° С 15 17,0 11,0
16 12,0 7,4
17 12,0 7,4
4 Изотермическая закалка в расплавленной
соли:
t закалки 870° С 18 25,9 17,4
t закалочной ванны 300° 19 23,5 16,0
Изотермическая‘выдержка 1 час ..... 20 24,9 17,4

8. ПОВЕРХНОСТНАЯ ЗАКАЛКА

Поверхностная закалка имеет главной целью повышение твер-
дости и износостойкости трущихся поверхностей за счет придания
им мартенситной структуры.

Поверхностная закалка требует больших скоростей нагрева,
исчисляемых секундами, и может быть осуществлена ацетилено-

Фиг.< 143. Влияние количества Фиг. 144. Влияние поверхностной пламенной
перлита в структуре на повышение закалки на твердость различных чугунов,
твердости при поверхностной за-
1 калке чугуна [161].

Кислородным пламенем, нагревом в электроплите или токами высо-
кой частоты. Из всех указанных способов наилучшие результаты
дает последний способ.

Исследования показывают, что при нагреве токами высокой
частоты растворение карбидов и графита значительно ускоряется,
но полное завершение растворения и выравнивания состава образо-
214
вавшегося аустенита переносится в область более высоких темпе-
ратур, чем это происходит при медленном нагреве. Несмотря на то,
что обработка производится при веема высоких температурах, замет-
ного роста зерен не наблюдается, что является спецификой электри-
ческого нагрева.

При поверхностном нагреве охлаждающей средой обычно является
вода или эмульсия. После закалки производится низкотемператур-
ный отпуск для снятия закалочных напряжений.

В связи с малой длительностью выдержки поверхностной закалке
легче поддается чугун с перлитно-графитной структурой, при обра-
ботке же чугуна с ферритно-графитной структурой большое значе-
ние имеет минимальное содержание кремния (фиг. 143) и большое
количество графитных включений на каждый квадратный милли-
метр сечения отливки. Соответственно подвергают поверхностной
закалке перлитные серые и высокопрочные чугуны и ковкие чугуны.
Что же касается ферритно-перлитных и ферритных чугунов, то
рбработке поддаются только ковкие чугуны, поскольку в них содер-
жится мало кремния, а количество графитных включений может быть
получено в достаточно больших количествах.

На фиг. 144 показано влияние поверхностной пламенной закалкц
ца твердость различных серых чугунов, из которых видно, что наи-
лучшие результаты дает хромоникелемолибденовый чугун [91].

По данным А. И. Гардина [1], хорошо себя оправдала высоко-
частотная закалка гильз цилиндров, изготовленных из никелевого
чугуна: 2,9—3,2% С; 1,7—2% Si; 0,8—1,0% Мп; 0,3% Сг; 0,7—
1,0% Ni.

На фиг. 145 приведена структурная диаграмма П. И. Русина
,[162] по высокочастотной поверхностной закалке перлитного серого,
чугуна, осуществленной при нагреве на ламповом генераторе,'
а на фиг. 146 показано распределение твердости по сечению закален-
ного серого чугуна при нагреве до температур 1000—1050°.

; На основе этих данных можно считать, что наиболее выгод-
ной является высокочастотная закалка на ламповом генераторе,
интервал температур 1000—1050° при нагреве со скоростью около
3007сек.

Согласно данным М. Н. Кунявского, Т. Г. Демидовой и Е. Н. Ни-
колаева, хорошие результаты поверхностной высокочастотной,
закалки высокопрочного перлитного чугуна получаются при закалке*
с 900—1000°. Поверхностная структура на глубине 1,0—1,5 мм
составляет тонкоигольчатый мартенсит с твердостью 57—58 RC.

На фиг. 147 приведена зависимость твердости поверхностно
закаленного ферритного ковкого чугуна от числа гнезд углерода
отжига на 1 мм2. Наиболее оптимальным режимом, согласно П. И. Ру-
сину [180], является температурный интервал 1030—1100°. При
числе гнё^д 200 и выше на 1 мм2твердость получается 495—534 НВ.
При таких высоких температурах графит растворяется фронтально,:
и благодаря большой дисперсности углерода отжига и малого рас-’
стояния между гнездами в структуре на поверхности получается
бесструктурный или мелкоигольчатый мартенсит.
°C

1100

1050

Мартенсиггн-ледебурит(до8 %)>
:Ххххх; ^^"^хххх-хх)^

\Мартенсит(мелкоиголь чатый)^
^★графит Hr53P-555_ i V Y у

^Мартенсит (бесструктурный}

★графит' Не=512-555

WOO

950

900

800

1
У

\Мартенсит (бесструктурный) ★>
\ -t-перлит (15-30%) ★графит X
Х\\ \ \\Нв=293-311 к \

850

XSSSWW/77
^/Мартенсит(бесструктурный)/
/ ★перлит(90-60 %) ★ графит

Перлит+графит
Нв=235~255

Н,=262-288

Мартенсит\
(бесструктурный)+
★перлит (90 %) ★графит

750 L—

100

ZOO

300 °/сек.

Средняя скорость нагреби

Фиг. 146. Распределение твердости
по сечению закаленного серого
чугуна при нагреве т.в.ч. до 1000—
1050°^ [162].

Фиг. 145. Структурная диаграмма
закалки перлитного серого чугуна
для нагрева т. в. ч. [П. И. Русин],

Число гнезд углерода отжига на 1ммг

Фиг. 147. Влияние числа
гнезд углерода отжига
на твердость ферритного
ковкого чугуна при за-
калке с нагревом т. в. ч.
[П. И. Русин].
9. АЗОТИРОВАНИЕ

Задачей азотирования чугуна является повышение твердости
поверхностного слоя изделий, работающих на износ. Азотирован-
ная поверхность коррозионностойка в воздушной среде. Твердость
азотированной поверхности превосходит закаленно-мартенситную
поверхность, составляет 700—800 НВ и значительно меньше зависит
от температуры нагрева изделий, так как получается не посредством
закалки на мартенсит, а посредством насыщения активным азотом
и образования нитридов и твердых растворов различной концентра-
ции.

Пробег

Фиг. 148. Влияние азотирования Фиг. 149. Распределение твердости азо-
на износ чугунных гильз. тированной гильзы цилиндров.

Азотирование весьма рекомендуется для гильз авиационных дви-
гателей и других изделий, работающих в нагретом состоянии
(фиг. 148) [19].

Процесс азотирования заключается в насыщении поверхности
активным азотом, получающимся при диссоциации аммиака.

2NH3^-2N +ЗН2.

Обычно азотирование производится при степени диссоциации
30% и длится 40 час. и больше, а глубина азотированного слоя
достигает 0,3—0,5 мм (фиг. 149) [90].

Азотированию подвергают чугуны и стали, легированные алю-
минием, хромом, молибденом и др., так как карбонитриды железа
не обладают достаточной устойчивостью и азотированный слой ока-
зывается недостаточно твердым и пластичным. Лучшие результаты
дают карбонитриды хрома, ванадия, молибдена, алюминия и др.

По данным [80] составы некоторых чугунов, пригодных для азо-
тирования, приведены в табл. 33.

Лучший эффект азотирования дает малоуглеродистый серый чугун,
предварительно нормализованный для получения однородной струк-
туры. Еще лучшие результаты дает азотирование ковкого чугуна,
поскольку его структура однороднее, а графит имеет более благо-
приятную форму.

К основным недостаткам азотирования относится большая дли-
тельность процесса и необходимость применения легированных чугу-
нов. В связи с разработкой теории образования шаровидного гра-
фита для доказательства растворимости магния в металлической
•основе и диффузии его через эту основу было применено азотирование.
Поскольку одновременно выяснилось, что нелегированный чугун
с шаровидным графитом, модифицированный магнием, азотируется
с очень хорошим эффектом, этот вопрос был специально изучен.
Ниже приводятся основные результаты исследований, выполнен-
ных совместно с канд. техн, наук В. А. Яхниной [9].

Азотирование проводилось в токе аммиака при различных тем-
пературах. разных продолжительности и степени диссоциации.
Изучались микро- и макротвердость, хрупкость, пористость, тол-

‘Фиг. 150. Влияние температуры на поглощение'
-азота магниевым чугуном и сталью. Длительность
азотирования — 1 час.

щина слоя и коррозион-
ная стойкость.

Влияние малых
добавок магния
на интенсивность
поглощения азота
чугуном. Если срав-
нить поглощение азота
обычным серым фер-
ритно-перлитным и маг-
ниевым чугуном, содер-
жащим примерно равное
количество связанного
углерода, то оказы-
вается, что способность

их поглощать азот при-
мерно одинакова. Так в одинаковых условиях опыта магниевый
чугун поглотил в среднем 3,6 мг/см?, а серый чугун—3,8 мг/см?.
Режим- азотирования в этом случае был следующий: 3 часа при
650° С и диссоциация аммиака — 45%. Это значит, что магний
так же, как и алюминий, в отличие от других элементов практически
не снижает интенсивность азотирования.

Между тем, если сравнить интенсивность поглощения азота
магниевым чугуном и низкоуглеродистой сталью, например сталью
Ст. 3, то картина резко меняется. На фиг. 150 приведены данные

Таблица 33

Способ отливки Содержание элементов в %
С Si Мп А1 Сг Мо
Центробежное литье 2,5-2,65 2,5-2,7 0,5-0,65 0,8-1,0 1,3-1,5 0,15—0,20
То же 2,4-2,65 2,4-2,6 0,55—0,65 1,2-1,5 1,5-1,8 —
Песчаная форма . . 2,97 1,54 0,58 1,0 0,36 0,73
То же 2,62 2,44 0,60 1,37 1,58 —
Ковкий чугун . . . 2,50 0,90 0,32 1,0 0,75 0,40
о зависимости между температурой азотирования и количеством
поглощенного азота для стали Ст. 3 и магниевого чугуна.

Эффективность азотирования стали значительно выше, чем чугун,
и разница эта возрастает с увеличением температуры. Это объяс-
няется тем, что углерод (как доказано работами И. Е. Конторовича,
А. Н. Минкевича, Ю. М. Лахтина и др.) препятствует диффузии
азота в решетку железа.

Описанная выше зависимость в поглощении азота также под-
тверждается, если сравнивать интенсивность поглощения азота
сплавами разного состава; например, сталью Ст. 3, сталью 60,

Фиг. 151. Микроструктура азотированной стали
и магниевого чугуна:
а — сталь; б — чугун.

сталью У10 и чугуном. Оказывается, что по способности поглощать
азот эти сплавы можно расположить в следующем порядке (процесс
азотирования производился при температуре 650° в течение 3 час.):

Ст. 3......................5,6 мг/см?

Серый чугун................3,8 »

Магниевый чугун............3,6 »

Сталь 60...................3,2 »

Сталь У10 .................2,3 »

Из приведенных данных следует, что сплавы располагаются
в порядке увеличивающегося количества связанного углерода,
Отсюда можно сделать следующие выводы:

1) способность поглощать азот прежде всего зависит от количе-
ства связанного углерода;

2) интенсивность азотирования практически не меняется при
добавке к чугуну малых количеств магния, тогда как свойства слоя
меняются весьма значительно.

Микроструктура, микротвердость и пла-
стичность азотированного слоя в магние-
вом чугуне. На фиг. 151 приведена микроструктура азоти-
рованного слоя магниевого чугуна и стали Ст. 3 после азотирования
в течение 1 часа при 650° С.
Как видно из приведенных микроструктур, характер слоя в обоих
случаях совершенно различен. На стали азотированный слой состоит
из двух ясно выраженных зон: 1) белого слоя Е’-фаза; 2) темного
слоя — продуктов распада азотистого аустенита. Общая глубина
слоя 0,06 мм с явным преобладанием слоя, состоящего из Е-фазы.
Микротвердость поверхности небольшая 270 HV. Следует напомнить,
что микротвердость отдельных зерен чистого феррита, по данным
М. М. Хрущева и Е. С. Берковича может достигать 150 HV.

На магниевом чугуне за это
ной 0,16 мм, а за 3 часа 0,35 мм

Фиг. 152. Зависимость микротвердости
магниевого чугуна и стали от темпе-
ратуры азотирования (выдержка
1 час).

же время образовался слой толщи-
: явным преобладанием темной зоны/
т. е. менее насыщенной части слоя.
Это можно объяснить, если учесть,
что количество азота, поглощае-
мого магниевым чугуном меньше,
чем сталью, а глубина его проник-
новения больше. Следовало ожи-
дать, что и твердость поверхности
будет малой. Между тем обнару-
жена высокая твердость на поверх-
ности азотированного магниевого
чугуна.

В табл. 34, 35 и на фиг. 152 при-
ведены данные о твердости и хруп-
кости азотированного слоя на маг-
ниевом чугуне в зависимости от
температуры и продолжительности

процесса.

Как видно из приведенных таб-
лиц, наилучший эффект дает азо-
тирование при 650°* Обращает
на себя внимание значительное

колебание в твердости слоя, однако дальнейшие опыты показали,
что этот дефект может быть легко устранен. Столь высокая микротвер-
дость как 800 н- 900 HV не достигается ни при азотировании углеро-
дистой стали, ни при азотировании серого чугуна (табл. 36). Опыты
проводились при 650° С.

Таблица 34

Температура азотирования чугуна (время 1 час) Твердость по Роквеллу (нагрузка 60 кг) Микротвердость поверхности по ПМТ-3 (р=50 г) Оценка хрупкости по ВИАМ
550 48, 47, 47 585, 585, 447 Не хрупкий
600 57, 58, 57 585, 585, 429, 395 То же
650 58, 59, 59 795, 795, 447, 447 »
700 54, 53, 54 [ 555, 645, 645 Слегка хрупкий
750 54, 53, 53 466, 466, 447 Хрупкий
Таблица 35

Продолжительность азотирования чугуна (темпера- тура 650 °C) Твердость по Роквеллу (нагрузка 60 кг) Микротвердость поверх- ности по ПМТ-3 (р—50 г) Оценка хрупкости по ВИАМ
1 час 3 часа 5 часов 59; 58; 59 59; 58; 59 59; 59; 59 795; 795; 447; 447; 715 900; 795; 447; 645; 840 895; 915; 447; 645; 740 Не хрупкий То же

Не менее важно и то обстоятельство, что азотированный слой
на магниевом чугуне при значительной твердости не страдает хруп-
костью, приближаясь по своим свойствам к легированной стали.

Оценка хрупкости производилась в соответствии' со шкалой
ВИАМ, разработанной для азотированных деталей из легированной
стали. Хрупкость определялась после измерения твердости по Рок-

Фиг. 153. Вид отпечатков по Роквеллу:

а — азотированный магниевый чугун; б — азотированная сталь Ст. 3,

веллу алмазным конусом с нагрузкой 60 кг. Отпечаток просматри-
вался под микроскопом при увеличении в 55 раз, устанавливался
характер растрескивания, производился замер зоны растрескивания
и затем выводилась оценка хрупкости слоя.

На фиг. 153 приведены отпечатки по Роквеллу, полученные
на магниевом чугуне (фиг. 153) и стали Ст. 3 (фиг. 153), после азо-
тирования при 650° — 3 часа.

Из рассмотрения этих данных следует, что азотированный слой
на магниевом чугуне достаточно пластичен. Если нелегированную,
сталь при 650° С можно азотировать не более 1,5 час., так как слой
становится весьма хрупким, то магниевый чугун и после 5-часовой
выдержки не обнаруживает хрупкости азотированного слоя. Воз-
можность азотирования при относительно высоких температурах
является решающим фактором ускоренного азотирования магние-
вого чугуна, недоступного для других сплавов.

Таблица 36

Наименование сплава Продолжи- тельность азотирования Микротвер- дость поверх- ности по ПМТ-3 (р=50г) Оценка хрупкости
Магниевый чугун 3 часа 900; 447; 840 Не хрупкий
Серый перлитный чугун 3 . 510; 412; 500; 395 Хрупкий
Сталь Ст. 3 3 . 252; 286; 257 »
Сталь 60 3 » 260; 280; 286 V
Сталь У10 3 . 395; 395; 354 »

Это важное обстоятельство, которое позволяет поставить вопрос
о применении магниевого чугуна в качестве «азотируемого сплава»
для изготовления деталей с высокой твердостью на поверхности.

Природа высокой твердости азотирован-
ного м аг ниевого чугуна. Ввиду того, что магниевый
чугун, кроме малых количеств магния, содержит повышенное коли-
чество кремния, представляло интерес выяснить, является ли повы-
шенная твердость азотированного чугуна следствием влияния маг-
ния или кремния. Для проверки этого проводился следующий опыт.

Чугун из одной плавки разливался в два ковша, в один из которых
добавлялась силикомагниевая лигатура, а в другой такое же коли-
чество ферросилиция. Азотирование в течение 5 час. при 650° обоих
этих чугунов показало, что только магниевый чугун дал высокую
микротвердость (от 645 до 915 HV) и нехрупкую поверхность.

Немагниевый чугун дал микротвердость от 425 до 510 HV и слой
получился хрупким. Здесь можно было бы искать аналогию с дей-
ствием алюминия, добавка которого к стали также резко повышает
твердость азотированного слоя. Однако твердость азотированной
алюминиевой стали тем выше, чем ниже температура азотирования
и для ее получения требуются длительные выдержки, что не имеет
места при азотировании магниевого чугуна. При азотировании же
нелегированной стали Ст. 3 большая твердость слоя вообще не может
быть получена. На магниевом чугуне получается высокая твердость
после азотирования, причем максимальную твердость магниевый
чугун приобретает, если азотирование ведется при температуре около
650° С. При дальнейшем повышении температуры твердость чугуна
ниже, что возможно объясняется возникновением процесса деазо-
тирования. Таким образом, хотя природа высокой твердости азоти-
рованного магниевого чугуна еще и не совсем ясна, можно высказать
предположение, что она является результатом взаимодействия с азо-
том малых добавок магния.
Устранение неоднородности в твердости
азотированного слоя. Как уже упоминалось ранее,
в литом магниевом чугуне азотированный слой имеет высокую, но-
неравномерную твердость.

Никакая высокая твердость слоя, если она не является однород-
ной, не может иметь практического значения. Для устранения этого
недостатка проводился гомогенизирующий отжиг при температуре
720—740° С, при различных выдержках от 1 до 15 час.

Уже 3-часовой отжиг обеспечил практически равномерную твер-
дость слоя после азотирования. Образцы подвергались азотироват
нию при 650° С — 3 часа.

Кратковременный 3-часовой отжиг (гомогенизация) перед азо-
тированием выравнивает твердость слоя, несколько снижает проч-
ность и повышает пластичность сердцевины изделия, так как в чугуне
при таком отжиге увеличивается количество феррита.

Для выяснения возможности получения высокой равномерной
твердости азотированного слоя и одновременно высокой прочности
сердцевины была проведена другая серия опытов.

Отожженный магниевый чугун подвергался закалке с нагревом
до температуры 900° С и с охлаждением в воде, затем отпуску при
температуре400 и 500°С втечение 1 часа. Металлографический анализ
и определение твердости термически обработанного чугуна показали,
что после закалки чугун имел мартенситную структуру, после отпуска
при 400 и 500° С — трооститную и троостосорбитную структуру.
Все образцы (закаленные без отпуска и отпущенные при различ-
ных температурах) подвергались затем азотированию при 650° С —
Зчаса. Определение микротвердости поверхности показало во всех
случаях одинаковую, равномерную микротвердость, равную 800—
840 HV.

Приведенные данные показывают возможность получения соче-
тания высокой твердости на поверхности азотированного магние-
вого чугуна с высокой пластичностью.

Анализируя полученные результаты, можно сделать вывод, что
гомогенизация (отжиг) выравнивает твердость азотированного слоя.
Причиной неравномерной твердости азотированного слоя на литом
магниевом чугуне следует считать неравномерную концентрацию
магния в зернах модифицированного чугуна.

Гомогенизирующая термообработка выравнивает концентрацию
магния в зернах чугуна и тем самым обеспечивает получение равно-
мерной, высокой твердости азотированного слоя.

Проверка способности сохранять твер-
дость при нагреве (красностойкости) азо-
тированного магниевого чугуна. Существенным
преимуществом азотированного слоя, как известно, является способ-
ность его сохранять твердость при нагреве до температуры 500—
600° С. Так как чугун, модифицированный магнием, впервые приме-
няется в качестве азотируемого сплава, целесообразно было прове-
рить твердость азотированного слоя при нагреве (красностой-
кость) .
Красностойкость определялась по методике, принятой в промыш-
ленности для выяснения красностойкости инструментальных спла-
вов. Азотированные образцы нагревались до различных температур
(100, 200, 400 и 500° С) в течение 2 час., затем охлаждались и на них
замерялась микротвердость, как обычно. Нагрев повторялся 3 раза.

В табл. 37 приведены данные по определению красностойкости
азотированного магниевого чугуна.

Таблица 37
Режим азотирования 650° С (5 час.)

Температура нагрева в °C Микротвердость по ПМТ-3 (р==50 г)
После 1-го нагрева | После 3-го нагрева
Без нагрева 840; 840; 840
100 900; 900; 850 840; 840; 900
200 840; 840; 840 840; 840; 795
400 840; 840; 840 840; 795; 880
500 840; 840; 795 840; 840; 795

Рассмотрение приведенных данных показывает, что азотирован-
ный слой на магниевом чугуне обладает такими же свойствами
по красностойкости, как и азотированные слои на легированной
стали.

10. ЖИДКОЕ АЛИТИРОВАНИЕ МАГНИЕВОГО ЧУГУНА

В целях повышения жаростойкости многократно делались попытки
вместо высокого легирования хромом применять поверхностное али-
тирование, что, однако, не приводило к желательным результатам.
Объясняется это тем, что для алитирования применяется очень
сложная технология — упаковка отливок в специальных ящиках
с алитирующей смесью, нагрев до 1050—1100° и выдержка при этой
температуре 15—20 час. Поскольку длительная выдержка при высо-
кой температуре вызывает большой рост зерна, приходится отливки,
кроме того, подвергать специальному отжигу (при 950°) для измель-
чения зерна и снятия хрупкости. Были попытки осуществить алити-
рование в расплавленном алюминии, однако это не приводило к жела-
тельным результатам из-за приставания окислов алюминия к поверх-
ности изделий.

Совместно с сотрудником нашей кафедры К. П. Флориным прово-
дились специальные исследования для решения поставленной задачи.
В частности, К- П. Флориным был разработан состав флюса, в который
входит криолит, растворяющий окислы алюминия, состоящий из 45%
NaCl, 45% КС1,10%Na3 A1F6 (криолит). При таком флюсе алитирование
успешно производится путем окунания очищенных пескоструем
чугунных отливок в расплавленный алюминий, покрытый флюсом
при температуре 700° и выдерживается всего в 15—20 мин. При этом
способе получается двухслойная защита поверхности: первый слой
(0,2—0,3 мм) из чистого алюминия, второй диффузионно металли-
зированный алюминием. Ценность поверхностного слоя заключается
224
в; том, что если его предварительно покрыть жидким стеклом, чтобы
предохранить от оплавления, он является питательной средой для
диффузионного слоя при работе изделий на высоких температурах.
Исследование влияния температуры ванны на глубину. диффу-
зионного слоя показали, что наилучшие результаты дает алитиро-
вание при 700°.

Время Выдержки

Фиг. 154. Влияние алитирования на
рост чугуна в воздушной среде при
1000°:

1 — серый чугун; 2 — высокопрочный
чугун; 3 — серый чугун алитированный;
4 — высокопрочный чугун алитированный.

Время Выдержки

Фиг. 155. Влияние алитирования на газо-
вую коррозию чугуна в воздушной среде
при 1000° С:

1 — серый чугун; 2 — высокопрочный чугун;

3 — серый чугун алитированный; 4 — высоко-
прочный чугун .алитированный; 5 — сталь
алитированная.

В результате исследования влияния выдержки на глубину алити-
рования при 700° выявлено, что в первые 20—30 мин. глубина диффу-
зионного слоя увеличивается, дальнейшая же выдержка существен-
ного увеличения глубины слоя не дает.

Изучение жаростойкости (окалиностойкости) при 700, 900
И 1000° в течение 160 час. показало, что при 900° алитированный
жидким способом высокопрочный чугун и сталь совершенно не обра-
зуют. окалины. Серый чугун также значительно улучшает окалино-
стойкость. Результаты изучения линейного роста серого чугуна,
высокопрочного чугуна, серого алитированного чугуна и высокопроч-
ного алитированного чугуна при 1000° в воздушной среде циклами
по 20 час. в течение 160 час. приведены на фиг. 154 [218].

На фиг. 155 [218] показано изменение степени коррозии при 1000°
в течение 160 час. на воздухе для алитированных чугунов и сталей,
15 Ланда 26 225
из которых видно, что высокопрочный чугун в алитированном СОСТОЯ-
НИИ не уступает алитированной стали. Значительно повышаются
также и свойства алитированного серого чугуна. Степень коррозии
определялась по приращению веса образцов в единицу времени,
отнесенную к единице поверхности.

Возможность легко и быстро повысить окалиностойкость и росто-
устойчивость путем жидкого алитирования значительно расширяет

Фиг. 156. Влияние алитирования на
газовую коррозию чугуна и стали
в среде SO2 при 700° С и выдержке
10 час. '

Фиг. 157. Влияние алитирования на
газовую коррозию в среде при 700°^—
10 час.

область применения чугунных отливок. Ниже приводим перечень
некоторых изделий для разных отраслей.

В металлургической и машиностроительной промышленности:
ящики, горшки для цементации и отжига, муфели, тигли, горелки,
форсунки и другие детали печей, предохранительные колпачки для
термопар и пирометров; в энергетической промышленности: паро-
перегреватели и воздухоподогреватели, колосники и топочные устрой-
ства котлов и газогенераторов; в промышленности стройматериалов:
детали печей для стекловарения, цементных печей и др.; в химической
промышленности: сосуды и аппаратура установок для плавки солей
и серы, аппаратура и коммуникации при переработке нефти, особенно
с высоким содержанием серы, аппаратура и коммуникации для слан-
цеперегонных заводов, то же — для заводов искусственного жид-
кого топлива.
Наличие на поверхности чугунов, подвергнутых жидкому алити-
рованию, тонкого слоя чистого алюминия, превращает чугунное
изделие как бы в биметаллическое: по механическим свойствам соот?
ветствующее чугуну, а по коррозионной стойкости алюминию;
Это дает возможность использовать алитированные изделия во мно?
гих агрессивных средах, в которых устойчив алюминий, а чугун

----4200-------------

--------------5000---

Печь для алитиробания

Фиг. 158. Пламенная печь для алитирования.

и сталь неустойчивы (уксусная кислота, пищевые среды, растворы
некоторых солей серной кислоты, сернистый алюминий, сероводород,
ацетилен, фенол и др.).

На фиг. 156(218] показаны результаты изучения влияния алитиро-
вания чугунов и стали на коррозию в среде SO2 при 700°—10 час.

На фиг. 157 [218] показаны результаты изучения влияния алити-
рования на коррозию в среде H2S при 700° — 10 час.

Приведенные результаты показыват, что разработанный метод
жидкого алитирования является скоростным и весьма эффективным.
При жидком алитировании достигается большая экономия легирую-
щих примесей и повышается коррозионная стойкость стали и чугуна.

Предложенный метсд был проверен в производственных условиях
на крупногабаритных изделиях и дал положительные результаты.

При алитировании в производственных условиях применялась
ванна, обогреваемая пламенем снаружи через боковые стенки.
Однако практика показала, что чугунные или стальные ванны недо-
статочно стойки, жидкий алюминий разъедает их стенки и . ванна
относительно быстро выходит из строя. По эуой причине была спроек-
тирована пламенная печь (фиг, 158), в которой нагрев и расплавление
алюминия осуществляются непосредственным подводом тепла
^сверху). Окунание изделий производится через свод, в котором
предварительно вмонтировывается приспособление, поддерживаю-
щее флюс на определенном уровне.
ЛИТЕРАТУРА

1. Сборник «Металловедение и современные методы термической обработки
чугуна» под редакцией А. Ф. Ланда, Машгиз, 1955.

1а. И в а н о в Д. П., Докторская диссертация, 1957. /

2. В о 1 t о n J. W., Gray cast iron, 1937, Cleveland, Penton Publishing Co,

3. G e r z i g A. J., Americ Foundrymen, N 9, 1946, p. 134—135,

4. Фридман Я. Б., Механические свойства металлов, Оборонгиз, 1950.

5. Т р о и ц к и й Н. Г., Свойства чугуна, ГОНТИ, 1941.

6. The gel Sv., Paper № 1132, Inst., Britisch Foundrym, 1955.

7. Сборник, Высокопрочные чугуны, Машгиз, 1954.

8. К у д р я в ц е в И. В. и Б а р а н о.в а Н. В., «Литейное производство»
№ 9, 1951.

9. Получение отливок из высокопрочного чугуна, Сборник, изд. АН СССР,
1955. , ' .

10. Metal Progress,. 1954, v. 60, N 1 — A,, p. 49—52.

11. Энциклопедический справочник «Машиностроение», т< IV, Машгиз, 1947i

12. О к н о в М. Г., Металлография чугуна, ГОНТИ, 1938. • 4

13. Р а 1 m е г К., Journal of Research and Development of the British Cast
Iron Research Assotiation, 1953. Juni, № 12.

14. M a s u m о t о G., Science Report, Tohoku Imp. Univ, 1927. ' ' Л

15. Ту rie G., Foundry Trade Journal, 1940, p. 1227—1229.

16. К л о ч н e в H. И., Сб. ЦНИИТМАШ, Высокопрочный чугун со сферои-
дальным графитом, Машгиз, 1953.

17. Ко cap и ков Н. С., Носков Б. А., Смеляков Н. Н., Техно-
логичность литых деталей, Машгиз, 1954.

18. Ващенко К. И., Софрони Л. М., Магниевый чугун, Машгиз»
1957.

19. Г и р ш о в и ч Н. Г., Чугунное литье, Металлургиздат, 1949.

20. Г и р ш о в и ч Н. Г., Чугунное литье, Металлургиздат, 1935.

21. Бунин К. П., Железоуглеродистые сплавы, Металлургиздат, 1949.

22. Богачев И. Н., Металлографические основы получения качественного
чугуна, Металлургиздат, 1940.

23. Boyles A., Trans, ot the American Inst, of Mining and Metallurgical
Engineers, 1937. •

24. Л а н д а А. Ф., Чугун повышенного качества и литье боеприпасов, Обо-
ронгиз, 1945; • " ►
ВНИТОЛ, Основы производства высококачественного чугуна, Машгиз,
1954.

25. Богачев И. Н. и Лобачева Л. Д., Металлург», № 7—8, 1938.

26. Бунин К- П. и Кацнельсон Д., «Металлург» № 8, 1939.

27. Салтыкове. А., «Литейное дело» № 7, 1933.

28. Saito and Sawamuro, Memoirs of the College Engineering, Kioto
Imper. University, 1927, vol.

29. T p о и ц к и й И. Г., Кватер И. С., Металлург» № 2, 1937.

30. Т и т о в В. К., «Литейное производство» № 9, 1951; № 10, 1952.

31. Б у н и н К. П., Погребной Н. Э., «Литейное производство» № 8,
1955; ДАН СССР, т. 100, № 1, 1955.

32. 3 у б а р е в В. Ф., Теоретические основы графитизации белого чугуна
м стали, Машгиз, 1957.

33. Г р д и н а Ю. Ф., 3 у б а р е в В. Ф., Термическая обработка рельсов,
АН СССР, 1955.

34. Pywowarsky Е., Giesserei Zeitung, 1926, S. 329.

35. Сборник «Высокопрочные чугуны», Машгиз, 1951.

36. М а г i п с е к В., Giesserei, Heft 12, 1954.

37. Pywowarsky Е. und N i с k е 1 Е., Giesserei, Heft, 15, 16, 1956.

38. De-Sy A., Fonderie, № 37, 1949.

39. De-Sy A. L., Metal Progress, June, 1950.

40. Степи'н П. И., «Литейное производство» № 5, 1952.

41. Сборник «Ковкий чугун», Машгиз, 1954.

42. С т е п и н П. И., Условия получения в литье структуры чугуна с гло-
булярным графитом, Машгиз, 1952.

43. Л а н д а А. Ф. иЯхнина В. Д., Сб. Высокопрочные чугуны, Машгиз,
1954.

44. М и р к и н И. А. и Р и к м а н Э. П., «Литейное производство» № 12,
1956; № 12, 1957.

45. Криштал М. А. иРикман Э. П., «Литейное производство» № 7,
1957.

46. Э с с е н М. А., Труды Грузинского политехнического института, 1956.

47. С т е п и н П. И., «Литейное производство» № 2, 1950.

48. Криштал М. А., Журнал технической физики, вып. I, 1953.

- 49. У м а н с к и й Я. С. и др., «Физическое металловедение», 1955.

50. Ф р е н к е л ь Я. И., Введение в теорию металлов, 1950.

51. Г и р ш о в и ч Н. Г., «Литейное дело» №4, 1953.

52. Л а н д а А. Ф., «Литейное производство» № 6, 1956.

53. ' Гиршович Н. Г., «Литейное производство» № 11, 1956.

54. Г и р ш о в и ч Н. Г., «Литейное производство» № 1,' 1951.

55. Гуляев А. П., Труды МАИ, вып. III, изд. 1946.

56. Г у л я е в А. П., Металловедение, Оборонгиз, 1956.

. 57. Ш т е й н б е р г М. М., Сб. Проблемы металловедения и термической
обработки под ред. В. Д. Садовского, Машгиз, 1956.
58. Новое в теории и практике литейного производства, Сборник под ред.
Н. Г. Гиршович, Машгиз, 1956.

59. F е г г у М., Fonderie, Fevrier, 1956.

60. У ш а к о в А. Д., «Литейное производство» № 4, 1956.

61. В i г с h е n а 1 С., Н. Mead, Journal of Metals, 8, № 8, 1956.

62. С о 1 1 a u d A., Fonderie Beige, № 6, 1955.

63. С т e п и н П. И., Технологическая номограмма кокильного чугунного
литья, HATH, 1945.

64. Штейнберг С. С.,Богачев И. Н., Кириллов Ю. Л., Труды
Уральского института им. Кирова № 4, 1937.

65. G г о s b у К. A., Trans. Amer. Foundry Ass. 45, 1937.

66. Metals Handbook, 1948.

67. H e 1 1 e r P. A. und Jungbluth, Giesserei, № 19, 1955.

68. С о 1 1 a u d A., Von Roll Mitteilungen, 1949, 8, January — December,,
pp. 3—164, Jn French. (Cm. Iron Steel, № 1, 1957).

69. Metals Handbook (supplement), 1955.

70. Бунин К. П., Металловедение и обработка металлов, № 1, 1957.

71. Н. А. Баринов, «Литейное производство» № 4, 1958.

72. В а щ е н к о К. И., Модифицированный чугун, Машгиз, 1946.

73. М и л ь м а н Б. С., Высококачественный модифицированный чугун,
Машгиз, 1945.

74. Л а н д а А. Ф., «Тяжелое машиностроение» № 7—8, 1941.

75. Б и д у л я П. Н., Новое в технологии литейного производства, Машгиз,
1941, сб. Высокопрочные чугуны, Машгиз, 1949.

76. Б о г а ч е в И. Н., Основы модифицирования чугуна, Машгиз, 1949.

77. Сб. Модифицированные чугуны, т. Ьэ АН СССР, 1942.

78. Василенко А. А.,Григорьев И. С., Модифицированный чугун,
Гизтехлит Украины, 1950.

79. Б и д у л я П. Н., Технология литейного производства, Металл у ргиздат,
1954.

80. Б о г а ч е в И. Н., Металлография чугуна, Машгиз, 1952.

81. R. G. М с-Е 1 w е е and J. Е. Barlow, The Foundry № 2, 3, 4, 1944;
Foundry Tr. Journal, 1944, S. 339.

82. Сборник «Трение и износ в машинах», изд. АН СССР, 1942.

83. К л е ц к и н Г. И., «Литейное производство» № 7, 11—1952.

84. Г и р ш о в и ч Н. Г., И о ф ф е А. Я., «Литейное производство» № 7,
1955.

85. Габерцеттель А. И. иЗаморуев В. М., Сб. «Литейное произ’
водство», ЛОНИТОЛ, Машгиз, 1944.

86. Варфоломеев Н. М. иГольденберг Д. М., «Литейное произ-
водство» № 3, 1953.

87. Гол ом азов Н., Мищенко В., «Литейное производство» №8,
1953.

88. Т у р б о в с к и й М. М., «Литейное производство» № 6, 1952.

89. Р у б ц о в Н. Н., Специальные виды литья, Машгиз, 1955.
90. Pywowarsky Е. und Е. S о n с h е n, Z. UDY, 77 (1933), S. 463.

91. Pywowarsky Е., Hochwertiges Gusseisen Zweite verbesserte, Auflage,
1951. • . ...

92. M u s a t i J. und G a 1 b i a n i G., Metallug. ital. 8 (1930). S. 649/669.

93. -F 1 i n n R; A., Cochen M., Ch i p tn a n J., Trans. A. S. M. 30, 1225,
1942.

94. M. C. R. BEN, Fonderia, 1955, № 116. (4671—4680).

95. F e г г у M. and Margerie J. C., Founderie, 1955, № 108, January,
pp. 4299—4319 (In French).

96. Гиршович H. Г. и Ланда А. Ф., «Литейное дело» № 11, 1935.

97. Л e в и Л. И., Кислород в процессе получения чугунного литья, Машгиз,
1957.

98. В о р о н о в а Н. А., «Литейное производство» № 5, 1956.

99. Dawson J., S m i t h W., В a c h B., Journal of Research and Develop-
ment. В. C. J.. R. A., 1953, v. 4. № 12; Foundry Trade Journ., v. 96, March, 1954,
pp. 1957—1959.

100. Леви Л. И., «Литейное-производство» № 6, 1956.

101. Б а у м а н Б. В., «Литейное производство» № 8, 4957.

102. Ланда А. Ф., Использование чугунной стружки, без брикетирования
Сб. Экономия металлов в литейном производстве, Машгиз, 1953.

103. С т а р к Б. В., А р с е н т ь е в П. П., Сб. Трудов МИС, № 30,. 1951.

104. М а р и е н б а х Л. М., Интенсификация ваграночного процесса, Машгиз,
1954 ...

105. Горшков А. А., Сб. Современный ваграночный процесс. Машгиз,
1952.

106. Берг П. П., Контроль качества отливок, Машгиз, 1957.

107. Лакомекий В. И. иЯвойский В. И., «Литейное производство»
№ 5, 1954; Егоров Е. И., кандидатская диссертация, 1953.

108. С. Н. L о г i g and М. L. Samuels, Trans. AFA, July. 1942, vol. 50,
p. 167.

109. Жуков А. А., «Литейное производство» № И, 12, 1957.

ПО. Некрасов Н. К», Сборник трудов Московского вечернего металлурги-
ческого института, вып. II, 1957.

111. Ю к а л о в И. Н., «Литейное производство» № 10, 1953.

112. Р а б и н о в и ч И. П., Термическая обработка чугунных деталей сель-
хозмашин, Машгиз, 1948.

113. Pearlite mailable iron in Canada. Carad. Metals, 1957, 20, № 3, 54—58.

114. Steinhoff H. E., Lankins L., Foundry Cleveland, 1955, 27, 5.

115. M а л и н о ч к а, «Литейное производство» № 10, 1957.

116. Ланда А. Ф., НИИМАШ № 3, 1933.

117. Л а н д а А. Ф., К у з м а к Е. М., К у р Д и н А. И., Сб. Новое в тех-
нологии литейного производства, Машгиз, 1941.

" 118. Сб. Металловедение и термическая обработка. ВНИТОМАШ, Машгиз, 1955.

119. Копытов В. Ф., Безокислительный нагрев стали. Машгиз, 1947.

120. Р а б и н о в и ч Б. В. иГумельская 3. М., Производственно-
технический бюллетень НКОП № 2, 1946.
121. Соболев Б. Ф., Модифицирование и искусственное старение ковкого*
чугуна, Машгиз, 1956.

122. Ланда А. Ф., НИИМАШ, № 9-, 1933; Металлург, № 11, 1935.

123. Сб. Чугунный лист. Машгиз,- 1956.

124. Куртов И. Ф., Захаров В. А., Чичагова И. П., Рябо-
конь С. В., «Литейное производство» № 12, 1957.

125. С а д и н Н. В., К о ж и н с к и й Л. И., «Автомобильная промышлен-
ность» № 1, 1947-

126. Горшков А. А., Чугунные закаленные валки, Уралгиз, 1934.

127. Кривошеев А. Е.,- Литые валки, Металлургиздат, 1957.

128. Б е ш л ы к А. С., Чугунные прокатные валки, Металлургиздат, 1955.

129. Дубинин Н.' П., Кокильное литье, Машгиз, 1947.

130. Берг П. П., Титов Н. Д., «Литейное производство» № 3, 1955.

131. 'М a n п ё i Ге г G. W., Iron Age, 1955, № 6.

132. Мильман Б. С. и др., ЦНИИТМАШ, Инструкции по получению-
сверхпрочного чугуна со сфероидальным графитом, Машгиз, 1949. Высокопрочный
чугун с шаровидным графитом, Машгиз, 1955 и др.

133. Василенко А. А., Григорьев И. С., Инструктивные и методи-
ческие указания по технологии получения чугуна с шаровидным графитом, АН УССР,
1950.

134. М о г г о g h Н., W i 1 1 i a m s W. J., Journal of Iron and Steel Institute,.
155 (1947), part 3, 321—371; Iron and Steel 20 (1947), №6.

135. Бунин К. П., Таран Ю. Н.,Ч ернов ол А. В., Чугун с шаровид-
ным графитом, АН УССР, 1955.

136. Ланда А. «Ф., «Литейное производство» № 8, 1957.

137. Степин П. И., Технология производства высокопрочного-чугуна,
НТОМашпром, 1956.

138. Ланда‘А. Ф. иЛитвинцев Ю. А. Раздел Металлургия. Доклады?
МВО, № 2, 1958.

139. Леви Л. И., «Литейное производство» № 4, 1955.

140. О t a h а 1 V., Slevarenstvi, № 1, 1955.

141. Braidwood W. W., Foundry Trade Journal, № 2066, vol. 100,.
1956.

142. UI т e н б e p г A. M., Отжиг чугуна в жидкой среде. Институт научной;
и технической информации, 1957.

143. Raseev D., Metallurgia, № 5, 1955.

144. Hostinssky Z., Hlousek C., Slevarenstvi, № 6, 1954.

145. К у н я в с к и й М. Н., Технология термической обработки, ВНИТОМА1Щ
вып. 41—42, Машгиз, 1952.

146. Фундатор В. И., ИТЭИН, серия — Литейное производство № 1321/46,
1953.

147. Клочнев Н. И., Стрижов Г. С.,*«Металловедение и обработка,
металлов» № 1, 1957.

148. Кунявский М. Н., Термическая обработка чугуна, НТОМАШпром^.'
1957.

149. Cast Metals, Handbook, 1944.
150. Сб. Вопросы литейного производства и термической обработки чугуна,
^Машгиз, 1956.

151. Metal Progress, v. 68, № 2—А, 1955, р. 34.

152. Steel, v. 137, № 17, р. 122, 1955.

153. Фролов Д. М., Иванов А. А., Исследование влияния изотерми-
ческой закалки на механические свойства магниевого чугуна с шаровидным графитом,
.Москва, 1957.

154. Ж у к о в А. А., ^Литейное производство», 1959, № 1.

155. Mertz and Schuster, Die Giesserei, № 17—18, 1933.

156. Ярошенко К. И.,Головань Н. А., «Литейное производство» № 3,
'1958.

157. Bogart Н. N., Shell molded cast crankshafts. Preprint SAE, l/III, 1957.

158. Heinz Gries. Techniche Mitt, 1956, 49, № 5, St. 220—221.

159. Lam, Journal Research and Development. Brit. С. I. R. A., 1956, 6, № 5.

160. E v e r es t A. B., Techniche Rundshau. Bern, den 3, Febr., 1956, № 5.

161. Омельянов A. E., P а б и н о в и ч И. П., Справочник по материалам
.деталей сельхозмашин^ Машгиз, 1954.

161а. Куртов И. Ф., С а д и н Н. В., «Литейное производство» № 11, 1956.

1616. Giesserei, № 4, 1956, St. 81.

162. Русин П. И., Металловедение и обработка металлов № 3, 1958.

163. Сенкевич В. Ф., Сб. Фазовые превращения в железоуглеродистых
«сплавах, Машгиз, 1950.

164. Л и в ш и ц Б. Г., Физические свойства сплавов, Металлургиздат, 1956.

165. Ferry М., Fonderie, № 127, 132, 134, 136, 138, 1956—1957. .

166. Храпов А. Я.,О сфероидизации графита в чугуне, обработанном маг-
нием, Физика металлов и металловедение, т. VI, вып. 2, 1958.

167. Ланда А. Ф., «Литейное производство» № 8, 1952.

168. Леви Л. И., «Литейное производство» № 11, 1958.

169. Ващенко К. И., «Химически стойкие отливки, Машгиз, 1946.

170. Довгалевский Я* М., Чугуны с особыми свойствами, Металлург-
;издат, 1957.

171. Ланда А. Ф. и Я хнин а В. Д., «Металловедение и обработка метал-
.лов», № 12, 1956.

172. Moore С. Т., British Foundryman, 1958. March, vol. 51, № 3.

173. Носков Б. А. иСмеляков Н. Н., Конструирование литых деталей,
.Машгиз, 1957.

174. Куртов И. Ф., Чичагова Н. П., 3 а х а р о в В. А., «Литейное
производство» № 11, 1958.

175. Мильман Б. С.,Ильичева Л. В.,Студниц М. А., «Литейное
производство» № 11, 1958.

176. Н и к о л а е в Г. Н., Вопросы литейного производства и термической обра-
ботки чугуна, Машгиз, 1956.

177. Metal Progress, 1952, v. 62, № 2, р. 109.

178. Ланда А. Ф., В а р ы г и н Н. Н., Отчет МИХМа, 1957.

179. Л а н д а А. Ф., «Литейное производство» № 10, 1957.
180. Труды секции металловедения и термической обработки металлов, № 1,
НТОМашпром, 1958.

181. Гречин В. П., Легированное чугунное литье, Оборонгиз, 1952.

182. СлавинД. О. иШтейнманЕ. Б., «Металлы и сплавы в химическом
машиностроении», Машгиз, 1951.

183. Веденкин С. Г., Коррозионные свойства металлов и сплавов, Метал-
лургиздат, 1952.

184. Клинов И. Я., Коррозия химической аппаратуры и коррозионностой-
кие материалы.

185. Металловедение и термическая обработка, Справочник под ред. Н. Г. Гуд-
цова, М. Л. Бернштейна, А. Г. Рахштада. Металлургиздат, 1956.,

186. Томашов Н. Д., Теория металлов, Металлургиздат, 1952.

187. G г i 1 I i a t М. J., Fonderie, 1955, № 109.

188. Journal Nickel, 1956, № 63.

189. Kraft R. W., F 1 i n R. A., Transactions of American Society for Metals,
1952.

190. Braf Wood, Foundry Trade Journal, 26, II, Vol. 94.

191. Ch. R. Wilks, A. M. Matthews, R. W. Kraft, Trans, of American
Society for Metals, 1955.

192. Тавадзе Ф. M., Байрамишвили И. А., Хантадзе Д. В.,
«Литейное производство» № 7, 1957.

193. Школьников Э. М. иЛевитан М. М., Хромокремнистый сплав
для гильз автомобильных двигателей. НАМИ, вып. 81.

194. Фарафонов Е. Е., Бобро Д. Т., «Литейное производство» № 3, 1955.

195. Timmerbeil Н., Giesserei, № 1, 1955.

196. Дурасов П. И. иАлександров Н. Н., «Металловедение и обра-
ботка металлов» № 5, 1957.

197. Pluhar J., Vyklicky Ms Slevarenstvi, 1952, № 4.

198. Pluhar J., Problemy a Vynledy naseho hutnistvi a Slevarenstvi. Praha,
1956.

199. Берг П. П., «Литейное дело» № 7, 1935.

200. Мариенбах Л. М., Энциклопедический справочник машиностроения,
т. 6, 1949.

201. Степин П. И. «Литейное производство» № 1, 1959.

202. Писаренко Г. А., Гутерман С. Г., Губчевский П. В.,
«Литейное производство» № 1, 1959.

203. Супрун А. С., «Литейное производство» № 1, 1959.

204. Бунин К- П.,Войцеленок С. Л.,Федорова С. А., «Литейное
производство» № 1, 1959.

205. Солдатенко В. И., Ротенберг М. И., Янгулаев В. М.,
«Литейное производство» № 2, 1955.

206. Поляков Я. Г., Производство отливок из магниевого чугуна, ВПТИ,
1954.

207. К л оч н ев Н. И., Альбом — Высокопрочный чугун в тяжелом машино-
строении, Машгиз, 1959.

208. Степин П. И., «Литейное производство» № 3, 1958.
209. Ващенко К. И.,Тодоров Р. П.,Жижчен ко В. В.» «Литейное
производство» № 2, 1958.

210. Храпов А. Я.,Чернобровкин В. П., Известия вузов, «Черная
металлургия» № 5, 1958.

211. Сенкевич В. Ф., Ф о р х у т д и н о в М. X., Известия вузов,«Черная
металлургия» № 4, 1958.

212. Morrough Н., Journal of Iron and Steel Institute, 1941, 443, 207.,

213. Л e в И. E., «Литейное производство» № 5, 1959.

214. Королев М. К-, «Литейное производство» № 5, 1959.'

215/ Дудник А. А., У х а б и н Г. А., «Литейное производство» № 5, 1959.

216. Солдатен ко В. И., Ротенберг М. И., «Литейное производство»-
№ 5, 1959:

217. Худокормов Д. М., Вор о'ш и л о в В. А., Г а л а н о в а Н. М.^
«Литейное производство» № 8, 1959.

218. Флорин К. П. Сб. Промышленная теплоэнергетика, МИХМ, 1957.

219. Куртов И. Ф., Захаров А. В., Чичагова Н. П., Рябо-
конь С. В., «Литейное производство» № 8, 1959.

220. Пронман И. М., Шалашов В. А., Б регер А. X., Зу-
бов 10. А., ДАН СССР, т. 127, № 6, 1959.

v’ 221. П р о н м а н И. М., Литейное производство № 4, 1960.

222. Жуков А. А., «Литейное производство» № 1, 1959.

223. Н a n е m a n n . Н., A. S с h г a d е г, Ateas-Metallogrephicus, Bd II, Н. 1„
1939 - •

224. Гиршович Н. Г., Современное состояние теории графитизации
(обзор), 1959.

225. Справочник по машиностроительным материалам, том 3, Машгиз, 1959-

226. Константинов Л. С., «Литейное производство» № 11, 1959.

227. Варыгин Н. Н., Мартюшин И. Г., «Химическое машинострое-
ние» № 5, 1959.

228. Фролов Д. Ш., Мирза А. Н., Металловедение и обработка металлов
№ 9, 1957.
ОГЛАВЛЕНИЕ

Предисловие . . ...................................................... 3

Глава I. Основные виды чугунов и их классификация...................... 5

1. Определение................................................... 5

2. Классификация по химическому составу . . ...............: . 6

3. Классификация по структуре и условиям образования графита 7

4. Классификация по свойствам...........................; . 14

5. Классификация по способу изготовления чугуна, отливок и их

обработки ....................... . . ..................; . ’ 15

6. Классификация по видам отливок и областям их применения . : . 15

Глава II. Вопросы связи структуры с основными свойствами чугуна ... 16

1. Связь с механическими, свойствами при обычных темпера-
турах ........................................................... 16

2. Связь с механическими свойствами при разных температурах ... 31

3. Связь с основными физическими и химическими свойствами ... 34

Глава III. Основы теории графитизации чугуна............................ 39

1. Основные положения первичной кристаллизации графита ... 39

2. Диаграмма состояний железоуглеродистых сплавов и графитиза-
ция ............................................................. 42

3. Условия образования пластинчатого графита в сером чугуне ... 47

4. Условия образования хлопьевидного графита в ковком чугуне ... 48

5. Условия образования шаровидного графита в высокопрочном
чугуне........................................................... 56

6. Об узком звене процесса графитизации чугуна и роли сопротивле-
ния среды ....................................................... 62

7. Некоторые особенности вторичной графитизации.................. 70

Глава IV. Основные факторы, влияющие на структуру и свойства чугуна 73

1. Влияние перегрева и назначение модифицирования................ 73

2. Влияние элементов и толщины стенок (скорость охлаждения) на
структуру и свойства чугунных отливок........................ 76

3. Влияние газов................................................ 101

4. Влияние ядерного излучения на ускорение графитизации белого
чугуна ....................................................... 105

Глава V. рсновные марки серого чугуна и особенности его получения ... 107

1. Простой (обыкновенный) серый чугун......................... 109

2. Сталистый (малоуглеродистый) серый чугун...................... НО

3. Модифицированный серый чугун................................. 114

4. Кокильно-серый и отбеленный чугун......................... 127

5. Мало- и умеренно-легированные серые чугуны.................. 129

Глава VI. Основные марки ковкого чугуна и особенности его получения 138

1. Марки ковкого чугуна и их особенности......................... 138

2. Основы установления режима отжига ферритного ковкого чугуна 141

3. Особенности получения перлитного колкого чугуна.............. 154
Глава VII. Основные марки и особенности получения отливок из высоко-
прочного чугуна с шаровидным графитом..............................

1. Основные марки чугуна и их особенности....................

2. Щелочеустойчивые и термостойкие высокопрочные чугуны . . .

3. Основы технологии получения высокопрочного чугуна с шаровид-
ным графитом*.................................................

Глава VIII: Термическая и химикотермическая обработка чугунных отливок

1. Отжиг для снятия напряжений..............................

2. Графитизирующий отжиг:...................................

отжиг для снятия наружного отбела.........................

отжиг половинчатого чугуна ...............................

отжиг для уменьшения количества перлита и увеличения коли-
чества .феррита . . ... . . . . .. . •. . . . . ’. ‘. .....

3. Сфероидизирующий отжиг...................................

4. Обезуглероживающий отжиг.................................

5. Нормализация, закалка на мартенсит и отпуск..............

6. Изотермическая закалка ..................................

7. Термообработка в псевдоожиженном слое ...................

8. Поверхностная закалка ..................

, 9. Азотирование................................................

10. Жидкое алитирование магниевого чугуна....................

Литература.........................................................
Ланда Александр Федорович
ОСНОВЫ ПОЛУЧЕНИЯ ЧУГУНА
ПОВЫШЕННОГО КАЧЕСТВА
Технический редактор Л. П, Гордеева
Корректор Р. Ф. Цветкова
Переплет художника Е. В. Бекетова

Сдано в производство 18/1 1960 г.
Подписано к печати 17/V 1960 г. Т-06216
Тираж 6000 экз. Печ. л. 15,0 Бум. л. 7,5

Уч-изд. л. 16,0 Формат 60X92*/ie Зак. 26

Типография № 6 УПП Ленсовнархоза,
г. Ленинград, ул. Моисеенко, 10
ЗАМЕЧЕННЫЕ ОПЕЧАТКИ

тра- нца Строка Напечатано Должно быть
46 17-я снизу их основная основная
64 12-я сверху + 800 ± 800;
64 15-я » Q = 2000. Q = 20 000.
120 18-я » количество количества
161 2-я снизу 45-10 40-10
162 18-я » ВЧ 45-10 ВЧ 40-10
172 5 и 6-я » особенного собственного
>19 3-я сверху чугун, чугуна,
>27 8-я снизу показы ват показывают

А. Ф. Ланда, Зак. 26