Н. Г. ГИРШОВИЧ

КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
И СВОЙСТВА
ЧУГУНА
В ОТЛИВКАХ

ИЗДАТЕЛЬСТВО .МАШИНОСТРОЕНИЕ"
МОСКВА 1966 ЛЕНИНГРАД
УДК 669.13.017-h 542.65

В книге излагаются теоретические основы и прак-
тические данные по формированию структуры и свойств
чугуна в отливках — механических, физических, химиче-
ских, технологических и эксплуатационных. Дается харак-
теристика чугуна как конструкционного материала и
материала с особыми свойствами. Приводятся струк-
турные и расчетные диаграммы для определения состава
чугунных отливок в зависимости от предъявляемых
к ним требований и условий производства.

Книга предназначается для инженерно-технических
работников заводов и научно-исследовательских инсти-
тутов и может быть использована также студентами
вузов соответствующих специальностей.

Редактор канд. техн, наук, доц. А. Я* Иоффе

3.1Ы
ВВЕДЕНИЕ

В современном машиностроении, как и в других отраслях тех-
ники, чугун все еще является наиболее распространенным литей-
ным материалом. Это видно, например, из следующих данных
по выпуску литья за 1963—64 гг. в двух наиболее развитых про-
мышленных странах мира —СССР и США:

Всего отливок в млн. т . . .

Из них чугунных
в млн. т....................

СССР	сшл

1963	1964	1963	1964
17,2	18,0	14,9	16,7
13,0	13,4	12,4	13,8
75,6	74.4	83,1	83,0

Таким образом, даже в СССР, где вследствие другой струк-
туры промышленности относительное развитие чугунолитейного
производства меньше, чем в США (хотя по абсолютному его объему
СССР не уступает США), на долю чугуна приходится около
75% всего литейного производства. Это положение чугун прочно
удерживает, несмотря на все возрастающие требования к литей-
ным материалам в отношении их конструкционных и особых физи-
ческих, химических и эксплуатационных свойств.

Удовлетворение упомянутых требований и обеспечение за чу-
гуном ведущей роли и в дальнейшем возможно только при повы-
шении его свойств в соответствии с условиями работы отливок,
при одновременном сохранении его высоких технологических осо-
бенностей как литейного материала, что является его основным
преимуществом.

Решению этой важной задачи способствуют современные возмож-
ности получения чугуна с шаровидным графитом*, легирование,
модифицирование, термообработка, а также правильно построен-
ные технологические процессы получения чугунных отливок. По-
этому характерным для развития науки о чугунолитейном про-
изводстве в настоящее время является прежде всего глубокое
и всестороннее изучение структурообразования в чугуне, что в ко-
нечном счете определяет все его свойства. Хотя ряд вопросов

* В соответствии с ГОСТом этот чугун ниже называется высокопрочным,
хотя это название нельзя считать удачным.
этом отношении остается еще спорным, но советские литейщики,
ченые и производственники вправе гордиться тем вкладом, кото-
ый они внесли в развитие науки о чугуне и в практику литейного
роизводства. Вместе с тем очень много предстоит еще сделать для
ыполнения указаний партии и правительства по повышению ка-
ества, надежности и долговечности машин, а значит, и отливок.

В настоящей книге рассматриваются вопросы формирования
груктуры и свойств чугуна в зависимости от его состава и техно-
огических факторов. Не менее важными являются, конечно, во-
росы получения здоровых отливок (литейные свойства, особен-
ости конструирования и технологии), что автор намерен изложить
тдельно. Такое разделение вопросов чугунного литья стало в на-
гоящее время необходимым вследствие их большого развития.

Ввиду длительной работы над книгой в ней применена старая
истема единиц, поэтому ниже приводится таблица для перевода
гих единиц в единицы международной системы СИ.

Наименование величин	Единицы измерения		Коэффициенты перевода
	в книге	ио си	
Вес	кГ	н (ньютон)	1 кГ 9,8 н
Сила	дн (дина)	н	1 Он 10 5 н
Работа, энер-	кГ -м	дж	1 кГ-м — 9,8 дж
гия			
Давление	кГ/см2	н/м2	1 кГ/см2 =- - 9,8-10-* н/ж2
Напряжение	кГ/мм2	»	1 кГ/мм2 -=  9,8-104 н/м2
Удельная ра- бота, ударная	кГ -м/см2	дж/см2	1 к Г -м/см2 =  9,8 дж/см2
вязкость			
Теплота	кал	дж	1 кал — 4,2 дж
Мощность	кГ -м/сек	вт	1 к Г -м/сек — 9,8 вт
Масса	г, кг	г, кг	1,0
Напряженность магнитного поля	э	ав/м (ампер- виток на метр)	1	Ю3 /  1 з — -т— ав/м 4л
Магнитная ин- дукция	гс	тл (тесла)	1 гс — 10'4 тл

Автор считает своим долгом сердечно поблагодарить всех
оварищей, чьи ценные указания и материалы им были исполь-
ованы. Особую признательность автор выражает заведующему
афедрой литейного производства ЛПИ проф. Ю. А. Нехендзи
а совместную разработку ряда вопросов и научному редактору
,оц. А. Я. Иоффе за помощь при оформлении рукописи.

AemoL
РАЗДЕЛ ПЕРВЫЙ

ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ
КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
И ГРАФИТИЗАЦИИ ЧУГУНА

Свойства чугуна определяются главным образом его структурой
независимо от того, под влиянием каких факторов она образовалась.
Формирование структуры чугуна является результатом кристал-
лизации и перекристаллизации. Наиболее важным процессом при
этом является графитизация, определяющая не только количество,
форму и распределение графита в чугуне, но и строение его метал-
лической основы (матрицы). Поэтому процессу графитизации, его
теории и практике, термодинамике и кинетике уделяется большое
внимание при рассмотрении структурообразования в чугуне.

Глава I

ТЕРМОДИНАМИКА Fe-C СПЛАВОВ,
ИХ КОМПОНЕНТЫ И ОСНОВНЫЕ
ЭЛЕМЕНТАРНЫЕ ФАЗЫ

Классическая термодинамика в основном изучает конечное рав-
новесное состояние системы безотносительно к пути его достиже-
ния. Состояние, точнее — макросостояние, системы, которое изучает
термодинамика, определяется составом, температурой, объемом,
давлением и другими подобными характеристиками, но при этом
не учитываются строение и форма фаз, оказывающие влияние на
свойства сплавов. Влияние этих факторов, а также механизм
процессов, изучаются другими, не термодинамическими методами
(автомистическими, кинетическими и т. п.). Несмотря на это, зна-
чение термодинамики трудно переоценить, так как она пользуется
простыми и универсальными средствами, пригодными для изуче-
ния многочисленных явлений. Роль термодинамики в последнее
время еще больше выросла вследствие ее использования для не-
равновесных систем и оценки кинетики реакций, что является
предметом рассмотрения термодинамики необратимых процессов
[48; 111].
1. Диаграмма состояния Fe—С сплавов

Диаграммы состояния являются диаграммами равновесия, а сле-
довательно, термодинамическими характеристиками, определя-
ющими состав и количество (объем) составляющих в зависимости
от температуры в условиях равновесия и плоской поверхности
фаз* без учета поверхностной энергии. Однако, исходя из практи-
ческих соображений, превращения в Fe — С сплавах обычно изо-
бражаются наложенными друг на друга двумя диаграммами (рис. 1):
графитной (стабильной Fe — С) и цементитной (метастабильной
Fe — Fe3C)**. Последняя, хотя и является только условно
равновесной, все же во многих случаях может практически счи-
таться вполне устойчивой. Такие системы термодинамика право-
мочна рассматривать, если реакция, в отношении которой система
условно равновесна (в данном случае это реакция распада карби-
дов), не протекает с заметной скоростью в рассматриваемых усло-
виях.

Диаграммы на рис. 1 [1281 и 2 [481 построены на основе но-
вейших данных и изображают два крайних случая: истинно равно-
весное состояние с кристаллизацией углерода только в свободном
состоянии в виде графита (Г) и условно равновесное метастабиль-
ное состояние с кристаллизацией углерода полностью в связанном
состоянии в виде цементита. (Ц). Промежуточные состояния, как
неравновесные даже в условном значении этого слова, естественно,
не представлены на диаграмме состояния, несмотря на их практи-
ческое значение.

Как видно из более полной диаграммы (в пределах до 100% С
и до 4000° С), построенной А. А. Бертманом, В. К. Григоровичем
и другими (рис. 2), в сплавах с высоким содержанием углерода
не удается зафиксировать закалкой из жидкого состояния нали-
чие каких-либо первичных карбидов. Метастабильные же формы
эвтектики и эвтектоида при этом фиксируются по крайней мере
до исследованных пределов содержания углерода (27% вес.). Это
объясняется большей склонностью эвтектики и тем более эвтек-
тоида к метастабильной кристаллизации.

К чугунам относятся Fe — С сплавы с эвтектическим превра-
щением, располагающиеся, следовательно, правее точек Е и Е'
диаграммы состояний. В зависимости от расположения по отно-
шению к эвтектической точке (С и С') чугуны классифицируются

* При увеличении кривизны поверхности раздела в сторону цементита
растворимость увеличивается, а в сторону твердого раствора — уменьшается 14),
однако это проявляется практически только при малых радиусах кривизны.

** Графитная система обычно изображается на двойной диаграмме состоя-
ния Fe—С сплавов штриховыми линиями и буквами со штрихом. Однако эту
сложившуюся традицию нельзя признать правильной, так.как графитная система,
как более стабильная, является на диаграмме состояния основной. Поэтому
на рис. 1 и 2 приняты противоположные обозначения.
на доэвтектические, эвтектические и з а э в -
тектические. С увеличением содержания углерода в доэв-
тектических чугунах интервал кристаллизации уменьшается, в за-

Рис. I. Двойная диаграмма состояния Fe—С сплавов (сплошные линии — си-
стема Fe—С, штриховые линии — система Fe— Fe3C):

Ж — жидкость; 0 — железо-6; А — аусгенит; Ф — феррит; Ц — цементит; Г — графит;
АВСС* — линия ликвидуса доэвтектических сплавов — начало выделения первичной
фазы (аустенита) при кристаллизации; CD и C'D' — линии ликвидуса заэвтектическнх
сплавов (начало выделения первичных фаз — графита или цементита — При кристалли-
зации); ECF и Е'С'Е’ — линии солидуса или эвтектические линии (конец выделения
первичных фаз и кристаллизация эвтектики); ES и E'S' — линии растворимости и выде-
ления графита и цементита из аустенита; PSK и P’S'K' — линии эвтектоидного превра-
щения аустенита в феррит и графит или в перлит; PQ и P’Q' — линии растворимости
и выделения графита и цементита из феррита

эвтектических же чугунах он, наборот, увеличивается. Конец
кристаллизации чугунов всегда характеризуется эвтектическим
превращением, так что в общем случае структура его состоит из
7
первичной фазы (аустенита, графита или цементита) и эвтектики'^
которая в случае цементитной системы чаще всего носит назва-
ние — ледебурит.* Количество и соотношение между фазами
в условиях равновесия (стабильного или метастабильного) опре-

Рис. 2. Полная диаграмма состояния сплавов железа с углеродом
(обозначения те же, что на рис. 1; пунктирные линии соответствуют
части системы, еще не проверенной экспериментально)

деляются из диаграммы состояния по правилу отрезков. Например:

- С-Х С — X	п .. **

А - с^е или	(1.1)**

Q Х~Е X —£'	/f о.

С— Е ИЛИ С' — £' ’	(1*

Л С — Х С' - X	/f

Э Х — Е ИЛН X — Е”	(

где А и Э — количество аустенита и эвтектики;

X — содержание углерода в сплаве;

С, Е и С', Е' — содержание углерода в соответствующих точ-
ках диаграммы состояния.

* Цементитная эвтектика может иметь другие структуры и названия.

** В нумерации формул римские цифры соответствуют номерам разделов.

я
Сама эвтектика состоит из аустенита и графита или цементита,
соотношение между которыми в условиях равновесия тоже опре-
деляется по правилу отрезков

Я	100 — 4,26	95,74 _ 97,8°. 0

/’ С— Е 4,26-2,11	2,15 — 2,2о/о

А _ Г' С' _ 6,67- 4,30 _ 2,37 _ 52,3о.'о	. _

Ц ~ С -Е' ~ 4,30 — 2,14 — 2,16 ~ 47,7% ’

где Г и Ц — означают количество графита и цементита;

F, F', С, С — содержание углерода в соответствующих точках
диаграммы состояний.

При охлаждении в твердом состоянии из аустенита вследствие
понижения растворимости продолжает выделяться избыточный
углерод. В связи с этим по линии ES выделяется графит, по линии
E'S' — цементит. При достижении же эвтектоидных линий PSK
или P'S'K' этот процесс сопровождается превращением с образо-
ванием стабильного (феррит графит) или метастабильного (пер-
лит = феррит 4- цементит) эвтектоида. Соотношение между фа-
зами эвтектоидов рассчитывается по тому же правилу:

Ф _К — S 100 — 0,69	99,3%	п

Г ~~ S — P^ 0,69-0,017 “ 0,7о/о ’

Ф _ К' —S' _ 6,67 — 0,765 _ 5,905	88,5<>/0	_

Ц ~ S'-P'^ 0,765-0.02 ~ 0,745 ~ И,5о/О’

где Ф — количество феррита (в стабильном эвтектоиде его 99,3%,
в перлите — 88,5%).

При дальнейшем охлаждении в подкритической области из
феррита выделяются уже весьма небольшие количества углерода
по линиям PQ и P'Q'. Следует подчеркнуть, что приведенные
расчеты справедливы только для случаев равновесия, в реальных
же условиях соотношения между фазами могут значительно отли-
чаться от указанных.

2.	Растворимость и активность углерода
в растворах с железом

Растворимость углерода в растворах с железом изображается
на диаграмме состояния соответствующими кривыми для графита
и цементита: CD и С'D' — в жидком металле, ES и E'S' — в аусте-
ните и PQ и P'Q' — в феррите*. Во всех случаях растворимость
углерода увеличивается с повышением температуры. Для графита,
как более стабильной фазы, она меньше, чем для цементита, что

* Растворимость углерода на рис. 1 соответствует плавке в атмосфере воздуха
с определенным содержанием газов, прежде всего кислорода, который заметно
повышает растворимость углерода. Поэтому следует считать оправданной точку
зрения А. А. Жукова, утверждающего, что обычная диаграмма состояния спла-
вов является по существу псевдоби и ар ном диаграммой Fe—С—О.
соответствует законам термодинамики. Для жидкого состояния
эта растворимость выражается при стабильной системе (160]:

С - 1,30 4 2,57 10”3/,	(1.8)

где С — растворимость углерода в % вес.;

t — температура в пределах 1153—2000° С.

Достоверных данных, определяющих растворимость цементита,
не имеется, так как в заэвтектических сплавах легко происходит
графитизация и соответствующая кривая диаграммы Fe — С спла-
вов (С'1У) является мало обоснованной, особенно в области высо-
ких температур. Поэтому кривая C'D' приведена на рис. I только
для сравнительно невысоких перегревов.

Расположение на рис. 1 и 2 кривой C'D' правее CD свидетель-
ствует о большей активности 1901 углерода в метастабильной
системе, jo же следует из взаимного расположения кривых ES
и E'S' или PQ и P'Q'. Если принять за стандартное состояние
активность чистого графита (ас ~= 1), то такая же активность
будет справедлива для любой точки кривой CD, а также ES и PQ,
поскольку активность насыщенного раствора равна активности
насыщающего раствор вещества. По мере же уменьшения содер-
жания углерода в жидком чугуне активность углерода уменьшается
и, наоборот, по мере увеличения концентрации углерода в растворе
(по направлению к кривой C'D') активность углерода увеличивается
и становится больнее единицы. Эти положения справедливы и для
твердого раствора (см. стрелки на рис. 1). В двухфазных же обла-
стях активность углерода в условиях равновесия должна быть
одинаковой в обеих фазах, например в жидком растворе и первич-
ном аустените. Поэтому изоактивности в этих областях предста-
вляются горизонтальными линиями (91 1, совпадающими с коно-
дами (прямыми, соединяющими составы находящихся в равЯоне-^
сии фаз). Во всех случаях максимальная активность соответствует
"наибольшей концентрации углерода в растворах (пересыщенные^
и метастабильные системы) и свидетельствует о максимальной спо-{
собносТи углерода к реакциям.

Величина активности углерода в жидком растворе, рассчитан-
ная при условии, когда за стандартное состояние принято состо-
яние графита (ас = 1), представлена на рис. 3 [116]. При этом
в сопоставлении с экспериментальными данными на график нане-
сена также прямолинейная зависимость по закону Рауля для
идеальных растворов, для которых активность давления пара
пропорциональна концентрации, а коэффициенты активности (ус)*
равны единице

Yc ,|ЛИ «с = Yc^c =

* Под коэффициентом активности какого-либо находящегося в растворе
вещества понимают отношение активности к мольной доле этого вещества.
Как видно из рис. 3, кривые активности углерода пересекают
прямую Рауля при Ус^0,05 (С^ 1 %). * До этого предела, таким
образом, ус< 1,0 и, следовательно, наблюдаются отрицательные от-
клонения от поведения идеального раствора, а свыше этого ус> 1,0
и, значит, имеют место положительные отклонения. Таким

образом, при относительно неболь-
ших концентрациях углерода в
растворе’происходит снижение актив-
ности в сравнении с идеальными
растворами, которое может быть
объяснено тем, что превалируют
силы связи (притяжения) между
разноименными атомами или ионами
(Fe — С > Fe — Fe), а при больших
концентрациях действуют обратные
зависимости и, следовательно, пре-
валируют силы отталкивания между
атомами Fe и С, что может привести
в некоторых условиях даже к рас-
слоению. Те и другие силы по мере
повышения температуры уменьша-
ются, как это известно из физичес-
кой химии и, следовательно, значе-
ния ус должны приближаться к 1,0.

Расчет коэффициента активности
при любой концентрации углерода
в жидком растворе и любой темпе-
ратуре может быть сделан по фор-
муле, объединяющей данные разных
авторов [901,

температурах

lg Yc = - 1g № нас + 0,47	[(№ё)2 - (AfiN‘T],	(1.9)

где индекс ж обозначает жидкое состояние, а индекс нас — состо-
яние насыщения.

Из уравнения ясно, что в состоянии насыщения ас =усЛ/с’нас^_
= 1,0, как и должно быть в условиях, когда за стандартное состо-
яние принят графит.

Растворимость углерода при равновесии с графитом и цементи-
том в аустените, иллюстрируется на диаграмме состояния линиями
ES и E'S'. Обе они определены экспериментально, но более досто-
верной и в этом случае является линия графита ES. Растворимость

Соотношение между % вес. углерода и его атомной долей составляет:

С в % вес.................... 0,20	0,60	1,0	1,5	2,0	4,0

Nc.......................... 0,009 0,028 0,045 0,067 0,087 0,162
же углерода при равновесии с цементитом надежно установлена
только при более низких температурах и в верхней части аусте-
нитной области линия E'S' расположена поэтому в соответствии
с теоретическими соображениями о стабильности графита 1901.

Активность углерода в аустените возрастает с увеличением
содержания углерода в сплаве до предела насыщения, свыше чего
активность углерода больше не меняется. При этом эксперимен-
тальные исследования показывают, что кривая активности во всем
интервале концентраций располагается выше, чем в идеальном
растворе, и что, следовательно, в растворе преобладают силы
отталкивания. Определение коэффициента активности углерода
с пересчетом на стандартное состояние (графит) возможно с доста-
точной точностью по формуле, приблизительно пригодной по неко-
торым данным и для жидкого раствора [116; 1251:

1 __ §Мнас
lgVc--lg(l-5(Vc) ( lg - с •	(I. 10)

И в этом случае в условиях насыщения усЛспг • НО-

Влияние температуры на активность углерода в данном слу-
чае невелико, и приведенной формулой можно пользоваться во
всем интервале стабильного аустенита.

Второй областью твердого раствора является а-раствор,
характеризующийся очень низкой растворимостью углерода, вслед-
ствие чего проведение экспериментов весьма затруднено. Несмотря
на это, растворимость углерода при равновесии с цементитом
в a-железе определена с достаточной точностью и может быть
принята по разным данным 1901

С“>''Ос(в%) = 2,5ехр(-^-)1	(1.11)

где Т — температура в °К.

В отношении равновесия с графитом в этом случае нет досто-
верных экспериментов, однако экстраполяция данных, относя-
щихся к равновесию а у, позволяет рассчитать эту раствори-
мость, которая, естественно, меньше, чем растворимость в равно-
весии с цементитом, например:

Температура о °C	727	427	127	|	
Растворимость угле- рода в %:  Fe—Fe3C  Fe-C	19,5-10"s  17,0-IO"3	2,4-10-»  0.5-10'»	140-Ю'7  0.6-IO'7	200-10-’  0,<Н>-10-»
Сопоставление теплот растворения (Q) углерода в разных рас-
творах железа [90; 1601 представляется следующим образом
(в кал/Г -атом):

В а-железе (20е С)		В у-железе (1000° С)		В жидком железе (эвтекти- ческий состав, невысокий перегрев)	
цементит	графит	цементит	графит	цементит	графит
—9700	— 14 800	—7500	-10 100	—	—6500

Из этих данных видно, что_]^створеди£._у£ле^
случаях является эндотермическим процессом, идущим со значи-
тельным поглощением тепла..Это обстоятельство, так же как увели-
чШТие^удельного объема при растворении и значения коэффициен-
тов активности, показывает, что растворы углерода в железе,
по крайней мере, близкие к насыщению, не являются идеальными
и что в них взаимодействия между одноименными атомами пре-
обладают над силами между разноименными атомами.

Теплота растворения, как видно из приведенных данных, умень-
шается по абсолютной величине по мере перехода от а к у и к жид-
кому железу. Она уменьшается также с повышением температуры
вследствие того, что растворы становятся более идеальными. Сле-
дует также отметить, что поглощение тепла при растворении цемен-
тита меньше, чем при растворении графита. Это объясняется тем,
что при растворении происходит частично или полностью процесс
диссоциации цементита, идущий с выделением тепла. В области
a-железа этому соответствует, как видно из приведенных дан
ных, t 5100 кал!моль. в области у-железа — 1-2600 кал!моль.
Непосредственные калориметрические исследования дают различ-
ные значения теплоты распада (или образования) цементита (от
5400 до 583 кал/моль). причем величина эта интенсивно падает
с повышением температуры.

3.	Компоненты Fe—С системы

Оба компонента Fe — С системы — железо и углерод — резко
различны по свойствам. Один из них является типичным металлом,
другой — неметаллом, но оба характеризуются полиморфизмом,
т. е. существуют в разных кристаллических модификациях: железо
в виде а (6) и у, углерод — в виде алмаза, графита и карбина*.

♦ Современная химия рассматривает все три модификации углерода как
неорганические гомоцепные полимеры с линейными (карбин), плоскими (графит)
и объемными (алмаз) молекулами.
Однако практическое значение для Fe — С сплавов имеет только
состояние графита. Сопоставление основных данных о железе
(а и у) и углероде (в форме графита) приведено в табл. 1.

Таблица 1

Основные данные о железе и углероде

Элемент	Кристалли- ческая ре- шетка	Координа- ционное число	Число атомов! в ячейке	i	Период ре- шетки в kX	Межатомные | расстояния 1 в кХ	i	Распределение элсктроиип по уровням свобод- ных атом он 4	Плотность при 20° С в г/см*
а-железо	К. О. Ц.1	8	2	а = 2,8607	2,4775	1 s22s22pe3s2 1- 4- 3pe3de4sa	7,87
у-железо	К. Г. Ц.2	12	4	а 3,564	2,520		
Углерод (графит)	Г. н. к.3	3(6)	4	а 2,486 с - 6,694	М2	1 s22s22p2	2,22

1 Кубическая объемноцентрированная.

а Кубическая грансцситрнрованиая.

3 Гексагональная некомпактная.

* Энергетическое состояние электронов характеризуется 1 квантовыми чис-
лами. Главное квантовое число п указывает номер оболочки и период в системе
Д. И. Менделеева. Оно обозначается цифрами 1,2, .... 7. Второе (азимутальное)
квантовое число I определяет эллиптичность орбиты и может принимать значе-
ния 0, 1, 2, 3, ... до п — 1, которые обозначаются буквами s. р, a, f и т. д. Третье
(магнитное) квантовое число характеризует пространственное расположение ор-
биты и связано с орбитальным магнитным моментом, возникающим при вращении
электрона: оно может иметь целые значения от —I до -\-1. Четвертое (спиновое)
квантовое число характеризует вращение электрона вокруг своей осн н может
принимать два значения: — и — —. 1s1 означает, следовательно, два электрона
по круговой орбите (/ — 0, обозначаемой s) на первой оболочке.

Кристаллические структуры а- и у-железа представлены
соответствующими элементарными ячейками на рис. 4, а, б. При
полиморфном превращении а -> у имеет место диффузионная пе-
регруппировка атомов железа с увеличением плотности упаковки
с 68 до 74%. Вместе с тем, однако, увеличивается атомный диаметр
железа, вследствие чего плотность у-железа оказывается в итоге
только на 0,8% больше плотности a-железа. Электронное стро-
ение железа характеризуется близким расположением полос 3d
и 4s, что связано с изменением валентности и незаполнепностью
3d полосы (6 электронов против 10 возможных), вследствие чего
у железа имеется тенденция присоединять электроны для завер-
шения незаполненного уровня (24].

Углерод соответственно числу Менделеева имеет 6 электро-
нов (табл. 1) и незаполненную внешнюю оболочку (2 электрона
вместо 6 возможных на этой полосе). Его основная кристалличес-
кая форма — графит отличается малой плотностью — в 3,5 раза
меньшей, чем плотность железа, вследствие чего процесс графити-
14
зации протекает с большим увеличением объема. Атомный радиус
углерода составляет (по Гольдшмидту) 0,77 А, с соотношением
к железу (1,27 А) равным 0,61.

Рис. 4. Схемы элементарных ячеек объемноцентрированной (а) и гра-
нецентрнрованной (б) решеток железа с наиболее плотно упакован-
ными плоскостями и аустенита (в) с возможным расположением угле-
рода

4.	Твердые растворы

Фазы Fe — С сплавов — аустенит и феррит — представляют
собой твердые растворы внедрения. Кристаллическая решетка,
как обычно в этом случае, соответствует решетке растворителя
(железа). Углерод размещается в свободных местах (пустотах,
порах) решетки, искажая ее и увеличивая ее размеры*.

Вопреки некоторым утверждениям можно считать достоверно
установленным, что вне зависимости от того, находятся ли твердые
растворы в равновесии с графитом или с цементитом, углерод
в_этих растворах всегда существует в виде атомов (ионов), а не
в виде' громоздких молекул цементита. Это вытекает из того, что
углерод характеризуется большим коэффициентом диффузии и что
все рентгеновские исследования фиксировали до сих пор в кри-
сталлических решетках растворов наличие только атомов угле-
рода**. Так как эксперименты показывают, что углерод под дей-
ствием постоянного тока передвигается в аустените от анода
к катоду, то можно заключить, что твердый раствор углерода
носит ионный характер и что в нем имеется металлическая связь
между атомами железа и углерода. Образование твердого раствора

* Увеличение размеров решетки аустенита вследствие внедрения углерода
сопровождается уменьшением плотности d и соответственно удельного веса у:

С в %............... 0,0	0,06	0,23	0,43	1,32

d в г/см3........... 7,874	7,871	7,859	7,844	7,830

Таким образом, 1% С уменьшает плотность примерно на 0,033 г/см3 или на 0,43%.

*♦ Некоторые исследователи [48; 931 допускают наличие в растворах мак-
ромолекул графита, но такие растворы являются уже коллоидными.
изменяет, таким образом, состояние атомов. Углерод отдает при
этом часть своих валентных электронов 3d полосе железа, вер-
нее — в общее электронное облако кристалла, превращаясь, та-
ким образом, в положительно заряженный нон и приобретая метал-
лическое состояние.

Наиболее вероятным (подтвержденным экспериментально) ме-
стоположением атомов (ионов) углерода в решетке аустенита яв-
ляется центр гранецентрированного куба (октаэдрические поры),
хотя рентгенографически все междуузлия (центр куба или сере-
дина ребра) являются равноценными (рис. 4, в). При этом каждый
атом (ион) углерода окружен 6 ближайшими атомами железа.
Таким образом, аустенит представляет ионизированный твердый
раствор углерода в ужелезе с расположением положительно
заряженных ионов в центре элементарных ячеек куба (или, что
то же, октаэдров) гранецентрированной решетки, причем это спра-
ведливо как для стабильной, так и для метастабильной системы.
Указанное опровергает ранее пропагандировавшуюся гипотезу
о наличии двух разных по природе твердых растворов 1251: 6oiU
денита, находящегося в равновесии с графитом и представляющего
атомарный раствор замещения, и аустепита, находящегося в рав£
новесии с цементитом и будто бы представляющего молекулярный
раствор внедрения. В результате экспериментов и дискуссий пол-
ностью восторжествовала точка зрения, поддержанная многим*^
советскими учеными, что в Fe — С сплавах существует толька
один твердый раствор — аустенит с разной растворимостью угле-
рода в зависимости от природы свободной фазы и других фактов
ров, при которых осуществляется равновесие.

В реальном чугуне а- и у-твердые растворы являются
более сложными. Они представляют собой одновременно как ра-
створы замещения (часть атомов железа заменена атомами Si,
Мп, Р, Ni, Сг и другими элементами), так и растворы внедрения,
причем роль внедренных атомов играют не только углерод, но
и водород, и азот. Очевидно, что под влиянием всех этих элементов
решетки твердых растворов Fe — С сплавов еще больше деформи-
руются, искажаются и напрягаются.

5.	Карбиды железа

Цементит имеет усложненную орторомбическую решетку, стро-
ение которой, однако, до сих пор остается спорным (рис. 5).
По старым данным (рис. 5, а) в элементарной ячейке цементита
находятся ионизированные атомы углерода (катионы С1*), из
которых каждый располагается в центре тригональной призмы
с 6 атомами железа на разном расстоянии друг от друга (2,49—
2,68 А, в среднем 2,62 или 2,58 А) в зависимости от того, окружен
ли каждый атом железа 12 или II соседями. Расстояние между
разнородными атомами составляет 1,85—2,06 А (переднем 2,01 А).
16
Кристаллическая решетка цементита, как и аустенита и фер-
рита, является плотно упакованной, удерживаемой металлической
связью. Количество атомов (ионов) железа в элементарной ячейке
примерно три, атомов (ионов) углерода — один, что соответст-
вует стехиометрической формуле Fe3C.

С другой стороны, В. К. Григорович [87 ], исходя из понижения
устойчивости цементита с повышением^ температуры, в^дротиво-(

Рис. 5. Кристаллическое строение
элементарной ячейки (а, б, в) и
решетки (г) цементита: а — по
Г. Липсону; б — по В. К. Григо-
ровичу; в, г — по А. И. Гардину

положность аустениту, устойчивость которого с повышением тем-
пературы увеличивается, предполагает другие связи в ячейке це-
ментита (рис. 5, б). По этим представлениям углерод, располага-
ясь в центре трехгранной призмы, с 6 атомами железа по углам
захватывает из электронного газа решетки железа 4 электрона
и превращается тем самым в ион С4‘, связанный с железом проч-
ными двухэлектронными ковалентными связями.

Вместе с тем электронографические исследования А. И. Гар-
дина [78] вновь подтвердили, что углерод в цементите, как и в ау-
стените, находится в виде катиона, располагаясь в октаэдричес-
ких порах (рис. 5, в). При этом подтверждается, что расстояния

2 Н. Г. Гиршо^ич,707	1 7
Fe — Св цементите заметно меньше, чем в аустените, что и обусло-
вливает соответствующие более прочные связи. Общий вид струк-
туры цементита по этим исследованиям представлен на рис. 5, г.
Указанная близость структуры цементита и аустенита была под-
тверждена недавно и другими работами [151 1.

Параметры решетки цементита колеблются, по данным
В. К. Томаса и В. А. Шалашова [481, в следующих пределах:
а -= 4,5144-4,527 А; b 5,0694-5,089 А; с --- 6,7294-6,748 А
Расчетная плотность цементита 7,62 г/см:\ экспериментально опре-
деленная — 7,66 г/см9, следовательно, она только на 0,21 г/см9
или Ha^21L% меньше плотности железа. Увеличение объема эле-
ментарной ячейки цементита по сравнению с исходной кубической
объемноцентрированной решеткой железа вызывает, таким обра-
зом, уменьшение плотности, несмотря на добавление атомов угле-
рода. Точка магнитного превращения цементита Ао =? 210-^215° С.
Элементы, растворяясь в цементите, влияют на точку Ао (главным
образом понижают ее), что создает возможность использования
магнитного анализа для изучения распределения элементов между
фазами.

Исходя из необычного стехиометрического соотношения железа
и углерода в Fe3C и колеблющегося в некоторых пределах хими-
ческого состава, А. А. Байков в свое время высказал мнение, что
цементит является не химическим соединением, а твердым раство-
ром. С тех пор было проведено много рентгенографических иссле-
дований и фазовых анализов, в результате которых находили
содержание углерода в цементите то весьма близкое к стехиометри-
ческому, по крайней мере при нормальной температуре, то, наобо-
рот, заметно пониженное, например до 5,68% или даже еще ниже,
при повышенной температуре [25; 321. Однако это в значительной
мере является следствием неправильной методики фазового ана-
лиза или измерения микротвердости (4 I. Поэтому с усовершен-
ствованием методики исследования расхождения в мнениях о со-
ставе цементита стали нивелироваться, н в настоящее время пре-
обладает мнение, что содержание углерода в цементите близко
к 6,67%, но не является все же постоянным и, по-видимому,
немного изменяется прежде всего в присутствии других эле-
ментов.

Еще разительнее расхождения исследователей в отношении
содержания кремния в цементите, которое то отрицалось, то, нао-
борот, принималось, как исключительное и полное. Даже у одного
и того же исследователя содержание кремния в цементите часто
колеблется в больших пределах. Все же в соответствии с послед-
ними исследованиями [103; 1741 можно утверждать, что содержа-
ние Si и Al, в противоположность Сг и Мп и другим карбидообра-
зующим элементам, весьма ограниченно, как это видно из рис. 6.
Вместе с тем, однако, с увеличением содержания Si появляется
новая фаза, постепенно заменяющая цементит, что в конечном
18
счете приводит к образованию другого типа неустойчивого кар-
бида с низким содержанием углерода, высоким содержанием
кремния и с другой (гексагональной) решеткой [1471:

Si в чугуне в %	0,44	0,74	4,88	5,85	6,58	7,64
С в цементите в %	6,24	6,67	5,10	3,97	2,50	1,60
Si в цементите в %	—	—	2,80	5,73	6,17	6,68

Наличие специального кремнистого карбида (силикокарбида)
в nyiynax подтверждено также и Я. Н. Малиночка [106].

Цементит же в чугуне является подобно аустениту и фер^
рпту одновременно твердым раствором замещения и внедрения
с металлическими связями. Легирующие элементы, замещая атомы

железа, тем самым изменяют
силы связи с ионами угле-
рода, удерживая пли, нао-
борот, выталкивая их из
мг ж ду у зл и й. Рас п р ед ел ен и е
легирующих элементов между
цементитом и твердым рас-
।вором завпепг не только от

концентрации лих элемен-
тов, но также от темпера-
туры и величины переохлаж-
дения. Поэтому оно изме-
няется в зависимости от про-
исхождения цементита, ско-

рости охлаждения и режима термической обработки [74]. При
быстром охлаждении получаются карбиды с меньшей легирован-

Рис. 6. Распределение элементов между
цементитом и ферритом

постью элементами, преимущественно растворяющимися в цемен-
тите, и с большей легированпостью элементами, преимущественно
растворяющимися в аустените и феррите. При отжиге легирован-
иость карбидов приближается к равновесной, что сопровождается
изменением температуры магнитного превращения.

Кроме цементита, в железоуглеродистых сплавах, в том числе
в чугуне, встречаются также карбиды другого типа, выделяю-
щиеся при отпуске мартенсита.

Как показал Г. В. Курдюмов, в первой стадии этого процесса
при температурах до 150° С происходит образование метаста-
бпльного коллоидного раствора карбидов и a-фазы, имеющей
еще тетрагонально искаженную решетку с переменным отношением
осей с/а, близким к единице. Вторая стадия процесса, протекаю-
щая при температурах 150—300°С, является коалесценцией колло-
идных карбидов; тетрагональность мартенсита при этом стано-
вится уже незначительной. При дальнейшем повышении темпе-
ратуры отпуска в пределах от 300 до 450° С наблюдаются тепловой
и объемный эффекты, обязанные своим появлением так называе-
мому «третьему», или «карбидному», превращению, при котором
происходит превращение карбидов отпуска в обычный цементит.
И, наконец,, в четвертой стадии отпуска от 450°С и выше проте-
кают процессы коалесценции цементита.

Большинство исследователей считает, что выделяющиеся при
отпуске мараенсита (а по некоторым данным — и из других пере-
сыщенных фаз) карбиды имеют отличный от цементита химиче-
ский состав, структуру и свойства. Указанное подтверждается
рентгенографическим и магнитометрическим анализами. Установ-
лено, что вначале выделяются карбиды с компактной гексагональ-
ной решеткой, имеющей периоды а = 2,729 А и с = 4,326 А.
Этот карбид в советской литературе получил по Г. В. Курдюмову
обозначение FexC,a в зарубежной литературе е-карбид. В отличие
от цементита этот карбид имеет более высокую точку магнитного
превращения (265—380°С). Он является термодинамически и прак-
тически менее устойчивым, чем цементит. Согласно некоторым ис-
следованиям, превращение происходит сначала при температурах
выше 300° С в %-карбид с орторомбической кристаллической
решеткой, а затем при еще более высоких температурах (выше
450°С) — в обычный цементит. Этим особым карбидам часто при-
писываются стехиометрические формулы Fe2C или Fe4C. Некото-
рые предполагают существование и других карбидов.

6.	Графит

Включения графита в чугуне имеют разную величину, форму
и распределение, их основные типы показаны на рис. 7. Однако
не все эти включения являются изолированными. Путем посте-
пенного сошлифования К. П. Бунин и его сотрудники показали^
что не только пластинчатый, но и междендритный графитдред!
хтавлякп^агрегатьт (рис. 8), которые только при сечении на пло-1
скости дают как бы разрозненные пластинки. Компактные же
включения (рис. 7, г и д) являются действительно отдельными не-
связанными агрегатами. При этом все включения графита как пла-
стинчатые, так и шаровидные,-являются не моно-, а поликристал-
лами с исходной структурой, как показал Д. П. Иванов [58; 93],
различно расположённых компактных гексагональных блоков пла-
стинчатых слоев. Размеры этих поликристаллических образований
весьма разнообразны: в случае пластинчатого графита они до-
ходят до 1,0 мм, а в случае шаровидных включений — до
0,1 мм. Составляющие же их элементарные кристаллики значи-
тельно меньше (30—100 А).
Рис. 7. Основные типы графита в чугуне:
а — шаровидный; б—хлопьевидный; в—пластинчатый междендритный; г—пластинча-
тый равномерно распределенный мелкий; д—пластинчатый равномерно распределен-
ный крупный

Рис. 8. Агрегаты пластинчатого графита:
а — неориентированного; б — междендритного
Однако, несмотря на все разнообразие форм, графит имеет
одно и то же кристаллическое строение — простую гексагональ-
ную решетку (рис. 9)*. Главной особенностью кристаллической
структуры графита является ее слоистость, определяющаяся резко
различными свойствами графита в разных направлениях (ани-
зотропия). Наибольшей плотностью характеризуются его базо-
вые плоскости (0001) с плотными атомными слоями (молекулами)
в параллельных несколько сдвинутых одна относительно другой
плоскостях на расстоянии 3,4 А и с межатомными расстояниями
в слое в 1,42 А. Между атомами (ионами) углерода в плоскостях
действуют бол ьшие ковалент-
ные (гомеополярныеГ“связи,
энергия которых составляет
100—120 ккал!моль, обеспе-
чивающие посредством трех
электронов связь каждого
атома с его тремя соседями
в данном слое. Четвертый
электрон атомов углерода
является общим для всего
слоя, обусловливая метал-
лический характер связи и
электропроводность графита.

Рис. 9. Кристаллическая решетка гра- Между СЛОЯМИ (ПЛОСКИМИ МО-
Фита	лекулами) графита действуют

сл абые	вандер ваал ьсовск не

(молекулярные) силы, энергия связи которых составляет только
3 ккал/молъ. В соответствии с этим твердость и прочность гра-
нита в направлении главной гексагональной осп много больше,
чем в перпендикулярном направлении. Поэтому графит обл а дает,\
с одной стороны, смазочными свойствами, обусловленными слабой!
связью между слоями, с другой стороны, вследствие высокой проч-'
ности атомов в слое полное разрушение гексагональной решетки)
происходит при температуре около 4000 С (рис. 2). Эти комплексы;
графита весьма устойчивы, вследствие чего они в той пли иной
мере сохраняются даже в растворе [48; 931.

Параметры решетки графита даны в табл. 1, однако они могут
колебаться в зависимости от происхождения графита и наличия
в нем небольших примесей. В связи с этим представляют ин-
терес результаты химического анализа графита. При исследовании

* В некоторых исследованиях говорится о существовании двух модификаций
графита, из которых одна (а) является двухслойной, а другая (0) — трехслойной
с периодами а 2,256 А и с 10,044 А [162]. Утверждается даже [274], что
p-графит имеет ромбоэдрическую решетку. В других работах [142] это опро-
вергается, только разные виды графита характеризуются по этим данным разным
отношением осей с/а 2,72 : 2.74, что объясняется различным содержанием
примесей.
углерода отжига Н. Т. Гудцовым было найдено в свое время зна-
чительное количество железа (~20%) и соответственно низкое со-
держание углерода (13,3—60%). Это железо было принято не как
случайная механическая примесь, а как составная часть угле-
рода отжига, который рассматривался в связи с этим как твердый
раствор. Однако в дальнейшем опыты К. И. Ващенко [8] подтвер-
дили такое низкое содержание углерода только в спели (от 30 до
72,5% при увеличении содержания кремния в сплаве от 4,56 до
15,3%); в эвтектическом же графите, выделенном химическим пу-
тем из чугуна, содержание углерода оказалось значительно выше —
от 98,5 до 99,3% при соответствующем содержании железа от 0,25
до 1,1%, что подтверждено затем рядом других исследователей.
Поэтому нужно принять, что графит, если и образует с железом
и другими элементами раствор (путем расположения примесей
между плоскими слоями), то только весьма низкой концентрации
и что большое содержание примесей, обнаруживаемое иногда
в графите, является главным образом следствием механического
захвата элементов при кристаллизации или недостаточной очи-
стки пробы при ее подготовке. Вместе с тем следует иметь в виду,Г
что графит является очень хорошим адсорбентом и поэтому ин-\
тгнспвно адсорбирует газы, с которыми (особенно с кислородом
п водородом) образует те пли иные комплексы [161J. Это в силь-
ной степени влияет на его свойства. При высоком содержании кис-
лорода, иногда до 7%, повышается прочность графита, исчезают
его сма ibiBaioiiuic cBoiirina и происходят резкие изменения в его
струкцре

Дли харлктерпс’гики графита весьма важно его внутреннее
строение. При использовании методов расчленения, изучения
свойств в разных направлениях и поляризованного света при мик-
роскопических исследованиях обнаружено, что все виды пластин-
чатого графита состоят из параллельно расположенных лепестков
в виде слоистого агрегата подобно слюде, характеризующегося
весьма низкой прочностью (~ 2 кГ/мм2, на сжатие). Агрегаты эти
являются, следовательно, пластинчатыми не только по внешней
форме, но и по внутреннему строению; при этом базовая гекса-
гональная плоскость кристаллической решетки во всех случаях
располагается параллельно сторонам пластинок.

Пространственная форма шаровидного графита представляется
исследователями либо в виде многогранников, форма которых на-
вязана графиту окружающими зернами аустенита [7 1, либо в ряде
случаев в виде шишкообразных образований со сложной мозаич-
ной поверхностью из полусферических элементов, образующихся
в процессе роста 11141, либо, наконец, в виде многообразных вклю-
чений, имеющих различную форму в зависимости от условий роста
[91. Однако большее значение имеет вопрос о тонком строении
шаровидного графита. Существуют три основные точки зрения в за-
висимости от представления о характере роста графита (рис. 10).
Первое (в том числе и в историческом отношении) представление
о секториально-пирамидальном строении шаровидного графита
(рис. 10, а) является все еще доминирующим. По этой схеме эле-
ментарные кристаллики графита вытянуты в радиальном направле-
нии в виде пирамид или конусов роста, основания которых пред-
ставляют гексагональные базовые плоскости кристаллической ре-
шетки и совпадают с поверхностью включения, а вершины схо-
дятся в центре, представляя таким образом совокупность перистых
кристаллов, лучисто направленных из одного центра. При разру-
шении включения распадаются на сектора, которые изгибаются

Рис. 10. Строение шаровидного графита по разным данным:
а — секториально-пирамидальное; б— секториально-параллель-
ное; в — дислокационное

при приближении к центру. По секториально-параллельной схеме
(рис. 10, б) базовые плоскости уже располагаются не параллельно,
а перпендикулярно поверхности включения и расщепление воз-
можно между отдельными лепестками. Наконец, третья схема
(рис. 10, в) принимает рост графита путем винтовой дислокации,
вызываемой посторонними включениями. Рост осуществляется пу-
тем нарастания атомов на кромках спирали. При этом базовые
плоскости решетки микрокристаллов располагаются параллельно
плоскости включения, а ось винтовой дислокации перемещается
от плоскости одного кристалла к плоскости другого на угол а за
1 оборот.

Таким образом, в настоящее время нет, к сожалению, досто-
верной картины строения шаровидного графита, хотя ряд иссле-
дований последнего времени [77; 165] все больше подтверждает
схему рис. 10, а или 10, в. Окончательное решение этого во-
проса несомненно будет способствовать созданию правильной тео-
рии графитизации.

7.	Несовершенства строения кристаллических фаз

Строение реальных кристаллических фаз в чугуне (твердых
растворов, карбидов, графита) значительно отличается от идеаль-
ных схем соответствующих пространственных решеток. Эти от-
24
личия обусловлены разными несовершенствами, к числу которых
относятся: вакансии (дырки), дислоцированные атомы, искажения
вследствие наличия чужеродных атомов, блоки мозаичных струк-
тур, границы зерен, дислокации. Идеальная схема предполагает
полное упорядочение и строго одинаково чередующееся в прост-
ранстве расположение атомов в кристалле, называемое дальним
порядком. В этом случае строгое и определенное расположение
атомов имеет место в пределах не только так называемого ближнего
порядка, но и дальнего порядка. Несовершенства реальных кри-
сталлов нарушают этот дальний порядок. Они могут быть точеч-
ными, линейными, поверхностными и даже объемными.

Примерами точечных несовершенств могут служить вакансии
(дырки, т. е. места, не занятые атомами), дислоцированные атомы
и атомы примесей. Количество вакансий и дислоцированных ато-
мов возрастает с повышением температуры вследствие большей
кинетической энергии колебательных движений атомов и по
Я. И. Френкелю может достигнуть при температуре плавления 1%
от общего количества атомов.

Определенные несовершенства в строении вызывают также ино-
родные атомы вследствие образования искажений в решетке и ло-
кальных изменений ее параметров. Статистические растворы внед-
рения (такими являются, например, аустенит и феррит) характе-
ризуются несколько большим порядком, так как поры, в которых
расположены собственно внедренные атомы, имеют определенное
и строгое расположение. Однако внедренные атомы, в частности
атомы углерода, заполняют не каждую пору, и в этом отношении
их нельзя считать упорядоченными. Статистическое расположение
атомов углерода, таким образом, нарушает порядок расположения
общей совокупности атомов раствора.

Примером линейных несовершенств могут служить дислока-
ции, теория которых сыграла в последнее время большую роль
в объяснении ряда явлений: реальной прочности сплавов, кото-
рая на несколько порядков ниже той, что теоретически можно
было бы ожидать для совершенного кристалла, образования хруп-
кости, механизма аллотропных превращений, роста кристаллов
и т. п. [29]. Дислокации классифицируются в основном на крае-
вые, винтовые и частичные. Все они представляют собой те или
иные сдвиги и линейные нарушения в порядке расположения ато-
мов. Дислокации могут передвигаться путем скольжения или диф-
фузии. Важнейшей характеристикой их является плотность (от-
ношение общей длины к объему металла), которая уменьшается
при отжиге п в зависимости от состояния металла ^составляет
106 — 1012 см~~2 при относительном объеме 10~6—К)-1*5 %, что
весьма близко к объему вакансий.

Считают, что дислокации образуются при кристаллизации,
срастании кристаллов, пластической деформации, скоплении'ва-
кансий. В качестве примера на рис. И представлена схема обра-
25
зования винтовой дислокации в процессе кристаллизации. Атом
раствора имеет при этом большую вероятность удержаться на'за-
родыше (кристалле) вследствие наличия ступеньки, образующейся
при винтовой дислокации. В этом случае атом имеет три связи
(соответственно трем граням) с растущим кристаллом, в то время
как на гладкой поверхности он имеет лишь одну связь. Поэтому
многие считают даже такую схему роста единственно возможной.

Примерами поверхностных несовершенств могут служить гра-
ницы зерен и блоков кристаллов. Так как атомы металла на гра-
ницах между зернами находятся под одновременным воздейст-

Рис. 11. Схема образования винтовой
дислокации при кристаллизации

вием различно ориентирован-
ных кристаллов и соответст-
вующих независимых сил связи,
то их расположение является
каким-то средним по отноше-
нию к нормальным кристалли-
ческим решеткам граничных
зерен. Вследствие этого атомы
на межзерновых границах
обладают не минимальной, со-
ответствующей равновесной, а
повышенной энергией, харак-
терной для искаженных реше-
ток. Дополнительной причиной

искажения межзерновых границ
является обогащение их вакансиями и примесями. Все это ведет
к повышению химической активности металла на межзерновых
границах и к резкому изменению его свойств. То же относится
и к границам блоков мозаичной структуры размером 10"5—10" 3 см
и большим блокам размером до 0,1 мм. Так как субструктура
является как бы копией структуры, искажения различаются только
по величине. Причинами образования субструктуры являются:
захват примесей при кристаллизации, скопление дислокаций,
образующиеся по разным причинам сжимающие напряжения
в кристаллах в процессе их роста. Однако образование этих блоков
нельзя, по-видимому, считать неизбежным, хотя в реальных ус-
ловиях они, как правило, и имеют место. Таким образом, в реаль-
ных кристаллических фазах сплавов действительно наблюдается
значительное количество разных несовершенств, играющих боль-

шую роль в процессах кристаллизации.

8.	Жидкие растворы

Теория жидкого состояния металлических сплавов находится
только в периоде становления, несмотря на то, что ей посвящено
много исследований. Особенно ценными в этом отношении яв-
ляются работы Я. И. Френкеля и В. И. Данилова. Значение этого
2G
вопроса трудно переоценить, и комиссия по физико-химическим
основам производства стали Института металлургии им. А. А. Бай-
кова посвятила этому специальную дискуссию [841.

Рентгено-, электроно- и нейтронографические исследования,
а также изучение структурно-чувствительных физических свойств
(вязкости, электрических и магнитных свойств, плотности, спо-
собности рассеивать свет и т. п.) ясно показали, что жидкие рас-
плавы, в особенности при низких температурах, близких к тем-
пературам плавления, по своим свойствам и строению гораздо
ближе к твердому кристаллическому состоянию, чем к газовому
хаотическому. Это однозначно вытекает из сравнительно незна-
чительных изменений объема и других свойств металла при плав-
лении, а также из дифракционной картины (рассеяния проникаю-
щих лучей). Об этом же свидетельствует сравнительно небольшое
значение теплоты кристаллизации. Вместе с тем, вопрос о струк-
туре жидких металлов и особенно растворов и эвтектик все еще
остается спорным и дебатируется.

Наибольшее признание получила теория микрокристалли-
ческой или квазикристаллической структуры жидкого металла,
развитая В. И. Даниловым. По этой теории жидкость представ-
ляет собой микрогетерогенную систему с субмикроскопическими
упорядоченными областями, размерами ближайших координаци-
онных сфер. Наилучшим образом эта теория подтверждается иссле-
дованиями эвтектик, рентгенограммы которых представляют су-
перпозицию соответствующих диаграмм компонентов. Каковы бы,
однако, ни были современные расхождения в представлениях о при-
роде жидкостей, можно считать общепризнанным, что они харак-
теризуются наличием «свободного объема»*, придающего легкую
подвижность жидкости, что в них отсутствует дальний и присут-
ствует ближний порядок, что координационное число при плав-
лении остается больше^) частью без изменения или изменяется
в очень небольшой степени и что химическая природа связи между
атомами, определяющая ближний порядок, такая же, как и в твер-
дом состоянии. Что касается эвтектик, то для них особенно харак-
терна сильно развитая мпкрогетерогенность, обусловленная тем,

* Согласно «дырочной» теории Я. И. Френкеля «свободный объем» является
суммой объемов «дырок» или вакансии. Поэтому «свободный объем», т. е. уве-
личение объема по отношению к абсолютно плотной жидкости, составляет

ЛИ' ЛНоехр (-
\ к<	/

где AZ — число близкое к общему числу атомов;

UQ — энергия образования «дырки» при отсутствии давления;

П70 — увеличение объема при образовании одной «дырки»;

р — давление, под которым находится жидкость.

Это уравнение можно рассматривать как уравнение жидкости с точки зрения
«дырочной» теории.
что силы связи между одноименными атомами значительно пре-
валируют над силами связи между разноименными атомами.

Наиболее общей теорией, объясняющей неоднородность лю-
бых жидких металлов и растворов, является флуктуационная тер-
рия, принимающая локальные статистические отклонения от сред-
нёгосостояния плотности, концентрации, ориентации, темпера-
туры, давления и других свойств. В данном случае интерес
представляют главным образом флуктуации концентрации, т. е.
неоднородность по химическому составу. Пренебрегая взаимо-
действием атомов и влиянием температуры, можно определить
вероятность образования флуктуаций по формуле Пуассона

.	(1.12)

где С — среднее количество атомов углерода в участке с заданным
количеством атомов;

ДС — количество атомов углерода в участках, искаженных до
цементитной или графитной концентрации.

Для примера рассчитаем по этой формуле вероятность образо-
вания участков объемом 100 атомов, искаженных до концентрации
углерода, соответствующей цементиту (ДСЧ = 25 ат. %) и гра-
фиту (ДСг = 100 ат. %), в чугуне с содержанием 3,6 %С (15 ат. %).
В этом случае

С = 100-0,15= 15; ДСМ = 100-0,25-25;

ДСг = 100-1,0 = 100.

Согласно (I. 12) получим

т(ДС)ч = 0,4е-2^‘55- - 2,5 IO'2;	(I. 13)

.100 — 15 I еЮО

со (ДС)г = 0,4 —--— - 4,7-10-4	(I. 13а)

Таким образом, по этому расчету вероятность образования гра-
фитной, флуктуации получается ничтожной и несоизмеримо мёнь-
шеТГвероятности образования цементитной флуктуации. Это ]<а^
ходится в соответствии с малой склонностью к графитизацпГ чи-
стых Те — С сплавов, но вместе с тем является следствием того,
что формула fl.12) — чисто статистическая и не учитывает хи-
мических сил в расплаве и большой разницы в геометрии и сило-
вых свойствах атомов железа и углерода. Приведенный расчет
не учитывает также наличия атомов железа в зародышах и влия-
ния легирующих элементов, в частности кремния. При учете всех
этих усложняющих обстоятельств величина флуктуаций получи-
лась бы значительно большей. В достаточно большом объеме эти
28
флуктуации распределяются по закону Гаусса. ^Максимальная
плотность соответствует средней концентрации С, а по мере уве-
личения флуктуации (АС) плотность вероятности распределения
(о (АС) уменьшается.

Однако этой теории все же недостаточно для объяснения боль-
шой микро- и даже макронеоднородности эвтектик. Поэтому
в последнее время все большее признание приобретает макромо-
лекулярная пли мицеллярная * теория, предполагающая нали-
чие более или менее прочной связи между группировками в эвтек-
тике (так называемыми эвтектическими колониями). Эвтектика,
как известно, представляет в твердом состоя н и и механическую
дисперсную смесь компонентов или их твердых растворов. Это яв-
'ляётся следствием того, что силы связи между одноименными- ато-
мами превосходят силы связи между j)33hoh^^

Исследования теплот смешения компонентов показали, что они
незначительны по величине, но всегда отрицательны по знаку.
Из этого следует, что образование эвтектики из жидких состав-
ляющих является процессом энергетически невыгодны и, следо-
вательно, идущим не до конца. Кроме того, установлено, что теп-
лоты плавления эвтектик подчиняются законам аддитивности, т. е.
представляют собой суммы теплот плавления составляющих, что
указывает на ограниченность процессов диффузии. Все это под-
тверждает неоднородность жидких эвтектик, по крайней мере,
при сравнительно низких перегревах. Наконец, прямое доказа-
тельство неоднородности эвтектики получено К- П. Буниным при
центрифугировании эвтектики Sn—Bi, а А. М. Самариным и со-
трудниками при центрифугировании других систем, в том числе
железоуглеродистых сплавов [76]. При этом было получено опре-
деленное расслоение с преимущественной концентрацией угле-
рода ближе к оси вращения. Так, например, при 1900 об/мин и ве-
личине силового поля, в 320 раз превосходящей силу тяготения,
содержание углерода оказалось (в %):

Ближе к оси	4,20	4,34	2,71	3,90	3,96	3,44

Дальше от оси	2,76	2,70	4,16	2,87	3,60	3,40

Сделанные па основе этих данных расчеты показали, что в жид-
ком чугуне существуют значительные углеродистые образования
размером порядка 10"8 см, что подтверждает наличие там устой-
чивых блоков пакетов [93].

Такое строение жидких сплавов подтверждается также анали-
зом структурно-чувствительных свойств**, которые обычно пока-
зывают перегиб в кривых «состав — свойства» при определенной

* Мицелла — частица дисперсной фазы с сольватной оболочкой.

Микрогетерогенность чугуна подтверждается еще методом быстрого
охлаждения [6], при котором химическим анализом зафиксировано наличие
графита в белом чугуне, а также повышением растворимости водорода и кислорода
в заэвтектическом чугуне вследствие адсорбции их на пакетах графита.
концентрации второго компонента. В Fe — С сплавах это чаще всего
наблюдается при 0,5 %С, когда в жидком расплаве начинают об-
разовываться микронеоднородности. Особый интерес в этом от-
ношении представляют данные по влиянию углерода на кинема-
тическую вязкость и электросопротивление жидких сплавов как
при одинаковых температурах, так и при одинаковых перегревах

Рис. 12. Влияние углерода на кинематическую вяз-
кость (а, б) и электросопротивление (в, г) Fe—С спла-
вов при одинаковых температурах (а, в) и одинаковых
перегревах над ликвидусом (б, г)

над ликвидусом. Как показал автор совместно с Ю. А. Нехендзи
[83] изотермы в этом случае обнаруживают минимумы, а изо-
перегревы — максимумы при эвтектическом составе (рис. 12). При
этом увеличение вязкости с повышением содержания углерода
в доэвтектических сплавах (рис. 12, б) гораздо лучше согласуется
с увеличением количества микрогетерогенных областей, чем соот-
ветствующее понижение вязкости на изотермах (рис. 12, а), где это
влияние перекрывается перегревом. В заэвтектических же чугу-
нах вследствие уменьшения перегрева с увеличением содержа-
30
ния углерода влияние графита проявляется резче и вязкость
па изотермах (рис. 12, а) повышается. Па кривых же изопере-
грева (рис. 12, б) значения вязкости при этом понижаются, так
как вследствие повышения температуры (при постоянном пере-
греве) растворение графита происходит быстрее и полнее. Таким
образом, изоперегревы в лучшей степени, чем изотермы, харак-
теризуют жидкое состояние. Точно также и кривые электро-
сопротивления (рис. 12, в, г) более ясно отражают перегиб при
эвтектическом составе на диаграммах изоперегрева.

Все вышеуказанное неоспоримо свидетельствует о микро- и мак-
ро гетерогенности жидких Fe — С сплавов. Такое состояние этих
сплавов кажется вполне естественным, так как при растворении
сначала разрушаются слабые связд1_между слоями (шшакоидами)
и только после этого — в самих пинакоидах, причем последний
процесс полностью не завершается. Однако вопрос о концентрации
углерода; при кбторсУй эти неоднородности начинают образовы-
ваться, остается неясным. Можно предположить, что большие мпк-
роггтсрогенностп образуются главным образом в области эвтек-
тических составов (чугунах). Количество этих областей, сначала
игшачптсльное, возрастает с увеличением содержания углерода
в чугуне н понижается с повышением температуры, хотя до темпе-
ратуры 1700 С они все еще обнаруживаются. По указанным
причинам жидкие чугуны часто представляют теперь как коллоид-
полиспсрспыг системы с границами раздела между фазами не опре-
деленным равновесием между истинным раствором и дисперги-
рованными чаинками ?>io. однако, требует внесения соответст-
вующих корректном в диаграмму состояния Fe —С сплавов и раз-
решения соответствующих противоречий. Поэтому целесообразно
считать, что крупные микронеоднородности в виде плоских мак-
ромолекул графита в жидком чугуне в большинстве своем не имеют
ясной поверхности раздела и сравнительно неустойчивы. Кол-
лоидные же частицы с определенными границами раздела пред-
ставляют макромолекулы, не успевшие еще раствориться, и вся
система в целом поэтому постепенно переходит в истинное равно-
весие ио мере увеличения температуры и выдержки. Все эти микро-
и макронеоднородностп служат базой для будущих зародышей
и в значительной мере подготавливают жидкий сплав к кристалли-
rumiiii.

Глава II

ОБЩИЕ ПОЛОЖЕНИЯ ТЕОРИИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ

В любом элементе объема отливки последовательно или час-
1НЧ1Ю одновременно проходят при кристаллизации следующие
процессы: охлаждение в жидком состоянии (снятие перегрева),
переохлаждение, образование зародышей и рост кристаллов. При
этом в микро- и макрообъемах образуются также кристаллиза-
ционные пороки, в частности ликвация и пористость.

В зависимости от характера продвижения фронта кристалли-
зации, по сечению отливки или по ее длине, различают в первом
случае — последовательную и объемную, а во
втором — направленную иодновременную кри-
сталлизацию. Последовательная (по сечению) и направленная
(по длине отливки) кристаллизация характеризуется более или
менее резкой границей между твердой и жидкой фазами и посте-
пенным продвижением фронта кристаллизации от края к центру
или от одного конца отливки к другому. Объемная же и одновре-
менная кристаллизация, наоборот, характеризуется «расплывча-

Рис. 13. Схемы основных типов кристаллизации (>и — металл, ф — форма):
а — изотермический процесс, осуществляемый только при закалке тонкостен-
ных отливок; б — кристаллизация отливки в песчаной форме; в — кристаллиза-
ция отливки в водоохлаждаемой форме; г — кристаллизация отливки в метал-
лической форме

той» границей между полностью твердым и жидким состоянием
и наличием более или менее широкой твердо-жидкой области,
которая иногда может распространяться на всю отливку. Чем
больше градиент температур и меньше интервал затвердевания,
тем более направленный и последовательный характер имеет кри-
сталлизация. Кроме того, на характер кристаллизации оказывают
влияние и другие факторы, в частности жидкое состояние. Однако
независимо от характера и типа кристаллизации она управляется
одними и теми же законами. Так, почти во всех случаях кри-
сталлизационные процессы являются диффузионными (за исклю-
чением мартенситного превращения, при котором происходит
только перестройка решетки железа без изменения концентрации
углерода).

Согласно классической теории Таммана, кинетика кристалли-
зационных процессов управляется только двумя параметрами:
скоростью образования зародышей и линейной скоростью роста
их граней, являющимися, в свою очередь, функциями переохла-
ждения. Однако эта широко распространенная точка зрения спра-
ведлива только для процесса, который можно назвать «свободной
кристаллизацией» и в котором отвод теплоты кристаллизации
происходит с очень большой скоростью как внутри, так и с по-
верхности отливки, причем теплоемкость внешней среды так
32
нслнка, что это не отражается на ее температуре (рис. 13, а).
II этом случае как в отливке, так и во внешней среде сохраняется
постоянная температура, а значит и переохлаждение (АТ)- Такой
процесс осуществляется, например, при изотермической закалке
гонкостенных отливок. В других же случаях, и тем более в про-
цессах кристаллизации из жидкого состояния, создается градиент
температур в форме (рис. 13, б), отливке (рис. 13, в) или в обеих
средах (рис. 13, г). В этих реальных случаях большую роль при-
обретает теплоотвод, который становится главным фактором,
определяющим кинетику кристаллизации. При этом кристалли-
зационные параметры приспосабливаются к процессу теплоотвода
путем соответствующего изменения переохлаждения. Теория эта
разработана автором [39] и использована потом Г. Ф. Баланди-
ным [65]. Она излагается ниже применительно к объемной кри-
сталлизации, но также справедлива для последовательного про-
цесса [65; 189].

9.	Тепловые основы кристаллизации
в простейших условиях

Вис зависимости от того, рассматривается ли кристаллизация
из жидкою пли твердого состояния, тепловые условия этих про-
цессов в обычных неизотермических условиях определяются
теплоотводом. Для анализа этих процессов достаточно рассмот-
реть один самый простои из них. Таким процессом является
затвердевание плоской отливки с одномерным линейным полем
в условиях идеального коп такта металла с песчаной формой при
отсутствии интервала кристаллизации и перегрева. Кроме того,
примем, как это обычно бывает в песчаных формах, что слой формо-
вочных смесей достаточно большой, чтобы с внешней поверхности
форма не прогревалась и чтобы она, следовательно, полностью
аккумулировала теплоту кристаллизации. В этих условиях
(рис. 14) можно принять, что переохлаждение (АТ) мало, а из-
быточная температура * поверхности соприкосновения (0П) между
металлом и формой весьма близка к избыточной температуре затвер-
девания (6кр). В этом случае независимо от характера кристаллиза-
ции — последовательной (рис. 14, а) или объемной (рис. 14, б) —
можно принять следующие выражения для теплового потока (9)
и количества отводимого с единицы поверхности тепла (QF):

(1.14)

У пт	’Илг ’

Qf = ^Ьф%У^^ЬфвкрУ^ (I. 15)
где Ьф — коэффициент тепловой активности формы; i

т — продолжительность процесса.

* Избыточная температура 0 представляет разность между действительной
температурой t и начальной температурой формы /ф, т. е. 0 = / — /ф.

3 Н. Г. Гиршович 707	33
Таким образом, переохлаждение (АТ) и свойства металла
оказывают на тепловой поток и продолжительность процесса
в условиях песчаной формы очень малое влияние (через темпера-
туру соприкосновения), и поэтому их значения отсутствуют
в выражениях (I. 14) и (I. 15).

Однако, с точки зрения характера кристаллизации, как будет
показано ниже, переохлаждение играет большую роль, несмотря
на свою малую величину, и поэтому его следует обязательно
учитывать. Точно также им нельзя пренебрегать в тепловых рас-
четах в первые моменты кристаллизации, когда изменения вели-

Рис. 14. Схема затвердевания плоской отливки в песчаной форме
в условиях последовательной (а) и объемной (б) кристаллизации:

(Хф — расстояние по форме; хц — по отливке)

чины переохлаждения и соответствующего физического тепла
играют существенную роль в тепловом потоке. В этом слу-
чае независимо от того, имеет ли место последовательная или
объемная кристаллизация отливки, приближенно справедливы
равенства

q -	= £ Ly + d-^lcy,	(1.16)

4 Уят dr ' ' dr ’’	'	’

Qf =	Ьф&кр yl - g£Y 4- Icy AT.	(1.17)

V л

где £ — толщина корки (рис. 14, а) или твердой фазы (рис.
14, б), как бы собранной в единую корку;

L — теплота кристаллизации;

у — удельный вес металла;

I — половина толщины плоской отливки;
с — теплоемкость металла.

Первые слагаемые правых частей уравнений выражают ско-
рость выделения и количество тепла кристаллизации, а вторые
34
слагаемые — соответствующие значения физического тепла при
изменении величины переохлаждения (АТ). Однако по мере
увеличения объема или толщины корки закристаллизовавшейся
фазы (5) относительное значение физического тепла (Icy А Г) умень-
шается вследствие малой величины АТ, так что к моменту конца
затвердевания (тЛ) можно пренебречь физическим теплом. В этом
случае уравнение (I. 17) изобразится,

dF = ^b^KPVxK^lLy	(1.18)

ул

или

=4’	<119>

где k -

При

2	_ коэффициент затвердевания для указанных

Ул LV

условий кристаллизации плоской отливки
в песчаной форме.

малой интенсивности теплоотвода, в частности, для

песчаных форм, формула (I. 19) приближенно пригодна для отли-
вок любой конфигурации, если заменить половину толщины
плоской отливки (/) приведенной толщиной /? = — , представля-

ющей отношение объема отливки, а значит, и теплосодержания
к ее теплоотводящей поверхности |1(); 82 L

__	.  р * *

/? -k] rK или |/тк - т ,	(1.20)

а в более общем случае

- Л У т,	(1.20а)

где — приведенная толщина образованной новой фазы.***

Реальные условия, конечно, значительно сложнее указанных,
в частности экспериментальные исследования показывают, что

* Простой расчет [11] показывает, что приведенная толщина плоской от-
липки как раз равна половине толщины; для цилиндрической отливки R ’

для шара R = где г — радиус этих отливок.

м Более точно [821:

Утк =	У Р/сен»

где Цын — поправочный коэффициент на конфигурацию отливки, значение
которого для песчаной формы близко к единице.

*♦* Для корки в процессе затвердевания (рис. 14) приведенная толщина равна
«Ai киотной (/?£ — £), так как отвод тепла происходит с одной стороны. В случае
опм'миой кристаллизации это соответствует толщине как бы собранной воедино
1№'рд<>Й фазы.

Л*	35
кинетика затвердевания определяется более точно формулой

= kVx — tn.	(I. 206)

Однако для поставленной цели (качественной оценки) точность
приведенных формул вполне достаточна. В частности, можно утвер-
ждать, что если величина теплоотвода q в действительности
и не точно пропорциональна то во всяком случае она несом-
ненно возрастает во времени, что весьма важно для последующих
выводов.

10.	Образование зародышей

Со времен Д. К. Чернова и Г. Таммана твердо установлено,
что кристаллизация протекает из каких-то дискретных точек,
называемых зародышами или центрами кристаллизации, количе-
ство которых повышается с переохлаждением. При этом некоторые
исследователи считают, что зародыши образуются главным об-
разом самопроизвольно с какой-то скоростью (п слг^свк"1)
в зависимости от переохлаждения и природы расплава в резуль-
тате флуктуаций или других неоднородностей состава (так на-
зываемые «самопроизвольные» зародыши). Другие исследователи
принимают, что зародыши образуются главным образом на вклю-
чениях разного рода, всегда имеющихся в большом количестве
в жидком металле (так называемые «вынужденные» зародыши:
«остаточные» или «чужеродные» в зависимости от того, являются
ли они не успевшими раствориться фазами или посторонними
включениями).

На рис. 15, а представлена схема изменения скоростей обра-
зования самопроизвольных зародышей (л) н линейного роста их
граней (v) в зависимости от переохлаждения (Л'Г) в металличес-
ких жидкостях. Усматривается, что до некоторой температуры 7\
(верхняя граница метастабильности), т. е. до определенного
переохлаждения, зародыши не образуются. Затем, до нижней
границы мета стабильности (7\), скорость образования зародышей
мала, и только после этого она резко возрастает. Уменьшение
же скорости после определенного максимума и, следовательно,
торможение и, в частности, полное исключение процесса в метал-
лах можно наблюдать только при перекристаллизации (штриховая
линия кривой п на рис. 15, а)*.

Самопроизвольные зародыши образуются в металле со сравни-
тельно большой затратой энергии и с той или иной скоростью
(л) в зависимости от переохлаждения (рис. 15, а). Вынужденные
же зародыши имеются обычно готовыми в жидком металле в том

* По некоторым (еще недостаточно проверенным) данным возможно также
полное торможение кристаллизации металлов при очень больших скоростях
охлаждения и получение их, следовательно, в аморфном состоянии.
Или ином количестве или специально вносятся при модифицн-
рикаиии. Их количество, следовательно, может не меняться во
времени при изотермическом процессе (при одном и том же пере-
охлаждении), хотя в некоторых случаях и они могут образовыва-
ем я с определенной скоростью в результате протекающих реак-
ций или исчезать вследствие дезактивации или коалесценции.
Вместе с тем, число их, как и самопроизвольных зародышей,
меняется с переохлаждением.

Однако следует указать, что понятие «переохлаждение» трак-
туется различно. Чаще всего принимается, что переохлаждением

Рис. 15. Зависимость параметров кристаллизации от
переохлаждения (а) и правильное определение этого
переохлаждения (б); 7\ — верхняя граница метаста-
бильности; Т2 — нижняя граница метастабильности;

7\р — равновесная температура

является величина рекалесценции ЛТ' (рис. 15, б). С этой точки
зрения отсутствие рекалесценции трактуется как отсутствие
Переохлаждения. Однако в таких условиях кристаллизация не-
возможна. Поэтому переохлаждение следует всегда определять
по отношению к равновесной температуре Ткр, как это показано
на рис. 15, б. При рекалесценции после максимального значения
(Л7’Ж„Л<,.) переохлаждение будет уменьшаться, но останется в про-
цессе всей кристаллизации, как бы мало оно ни было.

Во всех случаях зародышами являются только те образования,
Коюрыс термодинамически могут в данных условиях расти и из
ипшрых могут вырасти кристаллы (кристаллиты). Это значит,
мю п<»д зародышами следует понимать только активные центры
цорой фазы, что возможно при известном переохлаждении и со-
нгпец гвующем ему «критическом» размере этих центров, который
нм меньше, чем больше переохлаждение. Из этого следует, что
при П’мпературах выше критической никаких зародышей не мо-
П||Ць, хотя и имеются флуктуации, макромолекулы и вклю-
чении, которые могут стать зародышами при достижении
37
определенного переохлаждения и которые до этого момента яв-
ляются только дозародышами.

Действительно, если зародыш растет, его термодинамический
потенциал уменьшается. Работа образования зародыша опреде-
ляется разницей в величине свободной энергии старой (фх) и но-
вой (ф2) фаз и работой образования поверхности раздела между
зародышем и маточным раствором. Следовательно,

АФ = tn пг3у (ф2 — фх) + 4№<jj ,	(1.21)

Рис. 16. Схема изменения термо-
динамического потенциала сис-
темы в зависимости от величины
зародыша

где tn — число шаровых зародышей в 1 моле металла;
г — радиус зародыша;

о — межфазное натяжение между зародышем и расплавом;
у — удельный вес металла.

Первый член этого выражения означает изменение объемной
энергии, второй — изменение поверхностной энергии. В условиях
равновесия (А71	0; Ф1 — ф2) АФ

всегда положительно. Тем более это
справедливо для области выше кри-
тической температуры, когда АТ <0
(рис. 16). Уменьшение же термоди-
намического потенциала (АФ < 0)
может быть только в области ниже
критической, когда АТ >0 (сплош-
ная линия рис. 16). В этом случае
новая фаза устойчивее старой и
Ф2<Фь вследствие чего первый
член (I. 21) приобретает отрица-
тельный знак и при известном зна-
чении г вся величина АФ становится
отрицательной. Минимальная вели-
чина такого зародыша (гкр) соответ-
ствует максимуму кривой, после ко-

торого АФ с ростом зародыша уменьшается. Этот максимум,
дФ
определенный из условия = 0, представляется выражением

Гкр ~ Y (Фх — Ф») *

(1.22)

При небольших переохлаждениях <р, — <р2Д=	[24], от-

1 кр

куда

2а < 2а

?кр

(1.22а)
Таким образом, гкр уменьшается с увеличением относитель-
ного переохлаждения сплава (	к

Подставляя значение гкР в (I. 21), можно видеть, что работа
образования критического зародыша равна 1/3 его поверхностной
энергии. Следовательно

- -3-	- -5- Я£у (дг^)2 -	. (1.226)

В металле всегда имеется большое количество потенциальных
зародышей разной величины. Чем больше переохлаждение, тем
больше вступающих в строй зародышей, так как возможный
размер их уменьшается. Указанное в одинаковой мере относится
как к самопроизвольным, так и к вынужденным зародышам. При
этом следует отметить, что размеры равновесного зародыша (глр)
достаточно велики и содержат большое количество атомов,*
вследствие чего работа образования зародыша в гомогенной среде
велика, а вероятность его образования соответственно мала.

Подчеркивая значение критического размера зародыша, сле-
дует вместе с тем указать, что активные зародыши не должны
иметь также слишком большие размеры, так как это увеличивает
скорость их всплывания и удаление из сферы кристаллизации.

Классическая термодинамическая молекулярно-кинетическая
теория кристаллизации, развитая Д. Гиббсом, М. Фольмером,
Я- И. Френкелем и др., определяет скорость образования зароды-
шей в гомогенной среде по следующей приближенной формуле:

--- exp

и = /Vexp

Во3
ЯТ(ДТот)3

(1.23)

где AZ — число, близкое к числу атомов в единице объема;

U — энергия активации при переходе атома из жидкости
к зародышу.

Уравнение выражает произведение вероятности образования
трехмерного зародыша (первая экспонента) на вероятность того,
что зародыш этот вырастет (вторая экспонента). Так как для
металлических жидкостей второй экспонентой можно пренебречь
(для кристаллизации металлов поэтому действительна только

* Пользуясь (I. 22а), можно определить, что для чистого железа равновес-
ный размер зародыша составляет 17 000 элементарных ячеек при ДТ = 120 град
и 17 000 000 ячеек при 10 град [24].
сплошная часть кривой п на рис. 15, о), а значение Т сравни-
тельно мало меняется в чугуне, то

п = Кпехр[— .	(1.23а)

где Кп и тп — константы, значения которых легко найти из
(1. 23).

Скорость образования зародышей, таким образом, резко воз-
растает с увеличением переохлаждения. Этому способствуют,
кроме того, как видно из (I. 23), уменьшение межфазного натяже-
ния о, энергии активации С/, а также увеличение теплоты кри-
сталлизации Ly (I. 22а). Следует отметить, что образование заро-
дышей в гомогенной и чистой среде весьма затруднено и требует,
как показали Д. С. Каменецкая 137], Б. Б. Гуляев [13] и другие,
больших переохлаждений, измеряемых при тщательной очистке
металлов от примесей сотнями градусов (ДТот 0,2). Такое
большое переохлаждение не имеет места в обычной практике
кристаллизации и возможно только в условиях перекристаллиза-
ции. Однако вероятность возникновения зародышей в процессе
кристаллизации значительно возрастает при наличии поверхно-
стей (стенки формы, поры, пузыри, раковины и т. п.), на которых
эти зародыши могут образоваться. В этом случае (так называемое
гетерогенное зарождение) скорость образования зародышей мо-
жет быть выражена

" =	'<“>] <L24>

где / (а) — функция угла контакта (краевого угла смачивания а)
между рассматриваемой поверхностью зародыша
и жидкостью.

При любом угле смачивания а, за исключением 180 град
(в условиях отсутствия смачивания), [ (а) < 1* и, следовательно,
скорость гетерогенного зарождения больше скорости гомогенного.
Чем меньше угол смачивания, тем меньше переохлаждение, при
котором начинают образовываться зародыши, и^меньше инкуба-
ционный период доростания. Еще меньшей энергии и меньшего
переохлаждения требует гетерогенная кристаллизация на выну-
жденных зародышах. Не следует думать, однако, что роль таких
зародышей могут играть любые включения. По П. Д. Данкову
это возможно только в том случае, когда имеется структурное
и размерное соответствие между включениями и кристаллизую-
щейся фазой; это значит, что ни строение, ни размеры решеток

* Можно показать [24], что f (а) — — (2 — 2 cos а — sin2 а cos а). При
а = 180 град (cos а 1) f (а) - 1, во всех остальных случаях эта функция
меньше единицы и при очень .малых а близка к нулю.
40
их не должны сильно отличаться. Однако вряд ли одно только
геометрическое и структурное соответствие может определить
активность включения как зародыша. Большое значение, веро-
ятно, имеют также химическое средство и характер связи в решет-
ках. Какова бы, однако, ни была природа вынужденного зарожде-
ния, изменение термодинамического потенциала системы при
кристаллизации изображается, в противоположность (I. 21),
следующим образом:

АФ =. т [4лг2 dr (<р2 — фх) -|- 4 яг2 (а — а0)1,	(1.25)

где dr — слой кристаллизующейся фазы на включении;

о и о0 — межфазные натяжения соответственно между кри-
сталлизующейся фазой и расплавом и между включе-
нием и расплавом.

Из (I. 25) следует, что при о < а0 кристаллизующаяся фаза
может откладываться (адсорбироваться) на включении даже при
температурах выше критических, когда ф2 >фР Однако адсорб-
ция не может при этом продолжаться и, следовательно, потен-
циально образовавшийся зародыш не сможет расти, так как
поверхность раздела между включением и расплавом после адсорб-
ции исчезает (4лг2о0 = 0) и выражение (I. 25) становится анало-
гичным (I. 21). Таким образом, рост вынужденного зародыша
может происходить так же, как рост самопроизвольного, только
в области ниже критической температуры, т. е. при некотором
переохлаждении, величина которого определяется природой и ве-
личиной включения: чем меньше включение и теплота кристал-
лизации (£у) и чем больше межфазное натяжение (о) между
зародышем и расплавом, тем больше должно быдъ переохлажде-
ние, чтобы это включение могло стать зародышемх^При достаточной
величине вынужденных зародышей переохлаждение, необходимое
для кристаллизации, может быть исчезающе мало. Поэтому, как
это следует из практически малых переохлаждений, гетерогенное
зарождение играет, по-видимому, основную роль в процессе
кристаллизации. Самопроизвольные же зародыши не имеют обы-
чно большого значения, но роль их возрастает с увеличением
переохлаждения.

Из всего вышесказанного ясно, что переохлаждение на фронте
кристаллизации является важнейшим и определяющим фактором
образования зародышей, его движущей силой, причем оно может
быть не только термическим, зависящим от скорости охлаждения,
по и концентрационным [42] или, как его назвал Г. П. Иванцов,
диффузионным [94], зависящим от накопления примесей на
фронте кристаллизации.

Рис. 17, а иллюстрирует соответствующее изменение концен-
траций в жидкой (Со Сж) и твердой (Ст -> Со) фазах в процессе
кристаллизации сплава Со в условиях равновесия. Однако
41
вследствие несовершенства диффузии истинные концентрации зна-
чительно отличаются от равновесных. Поэтому (фиг. 17, б) кон-
центрация легирующего элемента в жидкой фазе на фронте кри-
сталлизации (х = 0), зависящая от коэффициента распределения,
больше средней (k > 1), но постепенно понижается по мере уда-
ления от фронта кристаллизации. Соответственно повышается
и температура равновесного ликвидуса (Тлмк) вплоть до значе-

Рис. 17. Схема, иллюстрирующая возникновение концентрационного переохла-
ждения: а — диаграмма состояния; б — изменение концентрации у фронта кри-
сталлизации; в — изменение температуры ликвидуса (Тлик) и фактической тем-
пературы \Т'Ж и Т*ж] у фронта кристаллизации

ния Ткр присущего для сплава с концентрацией Со. Фактическая
же температура жидкого металла определяется какими-то ли-
ниями Тж—Тж или Тж—Тж в зависимости от величины темпера-
турного градиента (в качестве первого приближения распределе-
ние температур на рис. 17, в принято по прямой). В связи с этим,
как видно из рис. 17, в, переохлаждение, обеспечивая на фронте
кристаллизации необходимый минимум для течения процесса
кристаллизации, сначала увеличивается по мере удаления от
фронта кристаллизации (см. заштрихованную область рис. 17, в),
а потом уменьшается, доходя до нуля и даже до отрицательной
величины (ДТ < 0) там, где температура жидкой фазы выше кри-
тической. Таким образом, несмотря на это повышение температуры
в жидком металле имеется концентрационно переохлажденный
пограничный слой, величина которого увеличивается с уменьше-
нием градиента температур, как это видно из сравнения линий Тж
и Тж (рис. 17, в).
42
11.	Скорость и форма роста кристаллов

Образовавшиеся или имеющиеся в расплаве в готовом виде
зародыши должны расти, так как это ведет к уменьшению термо-
динамического потенциала системы. При «свободной» кристалли-
зации этот процесс определяется той максимальной линейной
скоростью роста граней зародыша (и), которая характерна для
данного металла и данного переохлаждения (рис. 15, а).

Кинетически-молекулярная теория кристаллизации рассма-
тривает рост граней кристалла как результат образования на них
двухмерных зародышей. Поэтому определение скорости роста по
этой теории производится аналогично скорости зарождения (I. 23)
с той только разницей, что расчет ведется не для трехмерных, а для
двухмерных зародышей:

v =- Л\,ехр RT^Tom j exp ^jrj-^/Coexp ( — д^-J » (1.26)
где Во, Op, f7p, Kp, mv— имеют те же значения, что и в фор-
муле (I. 23) и (I. 24), ио только в
отношении двухмерного зародыша
(ор является поэтому удельной пери-
ферийной энергией).

Из (I. 26) видно, что линейная скорость роста'граней кри-
сталлов, как и скорость зарождения, является функцией отно-
сительного переохлаждения, но менее интенсивно выраженной.
Это значит, что для роста кристаллов достаточно меньших пере-
охлаждений, чем для образования зародышей, причем по мере
увеличения размеров кристалла необходимое переохлаждение
уменьшается. Однако очевидно, что рост кристаллов может на-
чаться только после их зарождения. Поэтому переохлаждение
для роста и зарождения практически всегда одинаково и, если
в жидком металле имеются готовые зародыши, которые становятся
активными при меньшем переохлаждении, то и рост их начинается
при этом малом (штриховая линия на рис. 15, а) переохлаждении.
Вместе с тем следует отметить, что кристалл может расти при еще
меньших переохлаждениях, чем этого требует теория образования
двухмерных зародышей, и для объяснения этого факта Ф. Франком
предложена теория роста путем винтовой линии (дислокации).

В этом случае теоретическая скорость роста, подтвержденная
и экспериментально [42], может быть в отличие от (1. 26) выражена

и	к (Д7 )2	(I 27)

где D — коэффициент диффузии;

Wa — атомный объем.

Таким образом, линейная скорость роста граней в условиях
«свободной» кристаллизации возрастает с увеличением переохла-
ждения и коэффициента диффузии и с уменьшением периферийной
энергии *. В этом случае, и особенно при медленной кристаллиза-
ции, каждая грань кристалла растет с характерной для нее ско-
ростью, обусловленной величиной периферийной энергии. Такая
форма, вызванная анизотропией свойств кристаллических граней,
называется равновесной, а сам кристалл — идиоморфным, по-
скольку его внешняя огранка соответствует внутреннему строе-
нию и минимальной поверхностной энергии. При этом большое
влияние оказывают также явления адсорбции.

В противоположность идиоморфным кристаллам аллотриоморф-
ные кристаллы имеют огранку, соответствующую не внутреннему
строению кристаллов и не анизотропии их свойств, а внешним
условиям роста. Таковы, например, условия, создающиеся при
смыкании кристаллов друг с другом, при разной скорости до-
ставки атомов с разных сторон и при большой скорости кристалли-
зации. Внешняя огранка зерен или кристаллитов металла обуслов-
ливается при этом взаимным расположением кристаллов или
соотношением скоростей диффузии с разных сторон, а не соот-
ношением скоростей роста разных граней. Такое же положение
имеет обычно место в реальных условиях кристаллизации вслед-
ствие того, что скорость процесса практически обусловливается
не кристаллизационными параметрами, а скоростью теплоотвода.
Если соотношение скоростей роста граней кристалла (1, 2, 3)
в условиях свободной кристаллизации таково, что Ui > 1>2>уз»
то в реальных условиях значения могут быть другими в зависи-
мости от скорости теплоотвода (vmen). При этом возможны следу-
ющие случаи:

.Слу- чаи	Относительная величина	Реальные линейные скорости граней	Грани, растущие свободно
I	> ^теп	- о2 = Уз = Vmefl	Нет
II	^2 > vmen > v3	— у2 — Утеп >	Грань 3
III	t’l > Uтеп > v2	== Vmen > V2	Грани 2 и 3
IV	Vmen > У1	VI > V2 > С’з ,	Все грани

* В этом вопросе, однако, есть некоторые противоречия. Согласно теории
Гиббса—Кюри—Вульфа скорость свободного роста граней кристалла пропор-
циональна межфазной энергии (и ретикулярной плотности), поэтому преиму-
щественно растут и зарастают грани с наибольшим значением межфазного
натяжения, а развиваются грани с наименьшим значением о. Такой рост кри-
сталла обеспечивает ему минимальную поверхностную энергию. Это нахо-
дится в противоречии с выражением (1. 27), по которому скорость роста не
повышается, а уменьшается с увеличением периферийной энергии. Для устране-
ния этого противоречия В. И. Данилов и В. И. Малкин [89 J предположили, что
между периферийной и межфазной энергией существует обратная зависимость
и тем привели в соответствие теоретические положения кристаллографии и ме-
таллофизики.

Кроме того, адсорбирующиеся примеси, увеличивая U и понижая о, одно-
временно уменьшают п и v.
В случае I лимитируется рост всех граней и они растут по-
этому со скоростью, соответствующей теплоотводу. Кристалл полу-
чается равноосным, если скорость теплоотвода со всех сторон
одинакова. В случае IV ни одна из граней не лимитируется в своем
росте теплоотводом и кристалл получается идиоморфным. В осталь-
ных случаях (II и III) имеют место промежуточные положения,
так как некоторые грани растут со скоростью, соответствующей
теплоотводу, а остальные — растут свободно со скоростями, соот-
ветствующими их периферийной энергии. В зависимости от этого
меняются, конечно, огранка и форма роста кристаллита.

И. В. Салли [1111 различает три основные формы роста кри-
сталлов: многогранную с сохранением плоской границы раздела,
скелетную (дендриты, сферолиты, иглы, пластины) с выпуклой
границей раздела в сторону больших скоростей роста и с постоян-
ным радиусом кривизны и округлую, в том числе шаровидную,
с выпуклой границей раздела, но с возрастающим в процессе
кристаллизации радиусом кривизны.

В соответствии с кристаллическим строением Fe—С фаз можно
полагать, что идиоформной формой аустенита является много-,
гранная,. цементита и графита — скелетная; в первом случае
образуются иглы и пластинки, во втором — главным образом
пластинки. Однако наиболее распространенными, в связи с влия-
нием разных факторов, являются аллотриоморфные формы, осо-
бенно — дендритные. Эта форма образуется вследствие ответвле-
ний от главной оси и образования осей второго и третьего порядка.
Такая форма роста характерна не только для аустенита и цемен-
тита, но в некотором смысле и для пластинчатого и особенно —
для междендритного графита * (см. рис. 8). Однако вопрос о меха-
низме дендритной кристаллизации является еще спорным. Преобла-
дает мнение, что такой кристаллизации способствуют наличие
большого концентрационного переохлаждения, .т. е. большая кон-
центрация примесей, большая скорость роста плоских граней,
следовательно, интенсивный теплоотвод, и малый температурный
градиент в жидком металле. В этих условиях вдающийся в жид-
кий расплав конец или угол кристалла растет дальше вследствие
попадания в пограничный концентрационно-переохлажденный
слой. Это в свою очередь вызывает передвижение переохлажден-
ного слоя и дальнейший рост ветви кристалла. При этом сравни-
тельно большая скорость теплоотвода приводит к образованию
ответвлений, что необходимо для обеспечения общей закономер-
ности роста — максимальной объемной скорости роста.

Резкому развитию дендритной кристаллизации способствует
ликвация, разграничивающая первичные ветви металла и меж-
дендритное заполнение. С другой стороны, возможна и недендрит-

* И. Минков [59] в действительности обнаружил дендритную форму
роста графита в Ni —С сплаве.
пая (сплошная) кристаллизация, характерная, например для
шаровидного графита (рис. 7, а), способная идти сплошным фрон-
том в соответствии с теплоотводом. Вис зависимости от этого
макростроепие отливок в общем случае состоит из трех зон:
мелких, так называемых, замороженных кристаллов, столбчатых,
ориентированных по теплоотводу и равноосных в центральной
части отливки. В частных случаях, однако, могут отсутствовать
те или иные зоны, например столбчатая или центральная равно-
осная (в последнем случае имеет место сплошная столбчатая
структура, называемая транскристаллизацпонной).

Для объяснения такой макроструктуры принимается [20; 42],
что наружная зона замороженных кристаллов образуется в слое
термического переохлаждения. Активированные вследствие пере-
охлаждения зародыши этого слоя растут одновременно и приводят
к образованию большого числа мелких кристаллитов.

Вследствие выделения теплоты кристаллизации температура
в жидком расплаве поднимается выше температуры возможного
образования новых зародышей и поэтому рост кристаллов, кото-
рый все же возможен при этом меньшем переохлаждении, про-
должается только на существующих зародышах. При этом кри-
сталлы ориентируются своим главным кристаллографическим
направлением параллельно теплоотводу, рост же иначе ориенти-
рованных кристаллов подавляется. Столбчатой кристаллизации,
по-видимому, способствуют малое концентрационное переохлажде-
ние и большой градиент температуры. Когда же последний с тече-
нием времени уменьшается, концентрационное переохлаждение
увеличивается, и температура в центральной части отливки пони-
жается до уровня возможного зарождения новых кристаллов.
В результате начинает развиваться равноосная кристаллизация,
однако, вследствие меньшего переохлаждения число зародышей
сравнительно мало и зёрна поэтому значительно больше по вели-
чине, чем в наружной зоне.

12.	Кинетика объемной кристаллизации

Образование зародышей и их рост обусловливает кинетику
объемной кристаллизации, т. е. количество новой фазы, образую-
щейся в единицу времени. Характер этой кинетики зависит от
того, имеет ли место «свободная» или «несвободная» кристаллиза-
ция, т. е. определяется ли она кристаллизационными параме-
трами или теплоотводом. Теоретическое решение задачи для
«свободной» изотермической, самопроизвольной и шаровой кри-
сталлизации при постоянстве значений п и г* было дано Н. А. Кол-
могоровым н И. Л. Миркиным:

Г - 1 — ехр( —-^-/ги3т4);	(1.28)

* В действительности значения п и v не постоянны, меняются во времени,
и закономерности объемной кристаллизации соответственно сложнее.
dw

dx

где W — доля закристаллизовавшейся фазы;

— скорость объемной кристаллизации.

В первые моменты процесса значение-—- пиМ мало и поэтому



(1.29а)

Графически эти выражения иллюстрируются рис. 18, как функ-
ции относительного времени, т. е. отношения времени к полной
продолжительности процесса (т/тх). Изменение относительного

Рис. 18. Схема, иллюстрирующая кинетику кристаллизации: а — изменение доли
новой фазы; б — изменение скорости образования новой фазы (сплошные линии
относятся к «свободной» кристаллизации, штриховые — к процессу, управля-
емому теплоотводом)

объема закристаллизовавшейся фазы характеризуется S-образной
кривой (рис. 18, о), а скорость процесса — кривой с максимумом
(рис. 18, б). Вначале (после известного инкубационного периода)
скорость процесса резко растет (пропорционально кубу времени),
достигает максимума при завершении процесса примерно на 50%,
а затем падает, приближаясь к нулю в конце процесса (теорети-
чески в бесконечности). Для практики возможно условно считать
концом процесса его завершение на 99% и соответственно рассчи-
тывать его продолжительность. Однако такой процесс и соот-
ветствующая ему кинетика более или менее справедливы только
для изотермической перекристаллизации. Кристаллизация же из
жидкого состояния, как правило, протекает главным образом
на вынужденных зародышах и число их (No) в большинстве
случаев более или менее постоянно во времени, если только
процесс протекает изотермически. Кинетика такого процесса
соответственно представляется более простыми выражениями
(1.31)

= 3mN 0и3т2,

где m — коэффициент, зависящий от формы кристаллов.

Если же часть вынужденных зародышей образуется в резуль-
тате реакций (например, распада цементита) с какой-то постоян-
ной скоростью в единице объема, то это происходит подобно обра-
зованию самопроизвольных зародышей и общее число зародышей

в этом случае уже определяет-
ся выражением [111

^ = Лго + л(^-),/4, (1.32)

где А — коэффициент пропор-
циональности.

Чем больше число имею-
щихся готовых зародышей (Мо)
и скорость нового образования
зародышей (/г), самопроизволь-
ных или вынужденных — без-

Рис. 19. Схема, иллюстрирующая воз- различно, и чем меньше ли-
можность увеличения (а) или уменьше- нейная скорость роста граней
ния (б) общего числа зародышей при кристаллов	тем больше

модифицировании	£	' 71

Y	общее число зародышей и мельче

структура. Влияние линейной
скорости роста кристаллов объясняется тем, что с уменьшением v
увеличивается продолжительность процесса (тл), а значит, и число
образованных зародышей.

Из (I. 32) на первый взгляд следует, что введение новых заро-
дышей увеличивает их число (W0), а следовательно, и общее число
зародышей. Однако нельзя забывать о том, что AT f (Af0)
и притом с обратной зависимостью: чем больше вынужденных
готовых зародышей, тем меньше переохлаждение и, следовательно,
меньше число активных центров кристаллизации, способных.расти.
Поэтому модифицирование даже при чисто вынужденной кристал-
лизации может в зависимости от характера функции АТ f (No)
привести в конечном счете к разным результатам. Если указанная
функция выражена нс интенсивно (рис. 19, а), общее число заро-
дышей увеличивается при модифицировании, в противном случае
оно уменьшается (рис. 19, 6). То же имеет место при сочетании
вынужденных и самопроизвольных зародышей.

Однако в реальных условиях кинетика кристаллизации опре-
деляется обычно не кристаллизационными параметрами, а тепло-
отводом. Рассматривая здесь для примера объемную кристалли-

зацию, можно принять, что процесс охлаждения и кристаллизации
в песчаных формах протекает по схеме рис. 20. Залитый в форму
при критической температуре 0КР металл охлаждается равномерно
без кристаллизации до достижения в момент (рис. 20, а) из-
вестного переохлаждения ЛТ, величина которого зависит от
состояния металла и скорости охлаждения. После этого в момент т2
начинается процесс превращения.

Согласно уравнению (I. 17) теплоотвод в любой момент затвер-
девания происходит за счет тепла кристаллизации и переохлажде-
ния. Знак изменения переохлаждения зависит от соотношения
между теплом, отводимым формой, и теплом кристаллизации.

Рис. 20. Схема объемной кристаллизации для сплава без интервала
затвердевания: а — температурное поле в отливке; б — ход темпе-
ратурной кривой при кристаллизации; в — кинетика теплоотвода (3)
и кристаллизации: реальной (2) и «свободной» при переохлажде-
нии ЬТМаКС (I)

В зависимости от этого переохлаждение может увеличиваться или
уменьшаться. Обычный вид кривой затвердевания представлен
на рис. 20, б. В случае объемной кристаллизации температурная
кривая затвердевания, определенная, как обычно, в центре от-
ливки, справедлива и для любой другой точки.

До момента т2 (рис. 20, в) скорость теплоотвода больше, чем
скорость «свободной» кристаллизации, и процесс превращения
в интервале Tj—т2 сопровождается увеличением переохлаждения.
По мере развития кристаллизации скорость увеличения пере-
охлаждения уменьшается, и в момент (т2) максимального пере-
охлаждения d— 0. В это время, следовательно, наступит
полное совпадение скоростей обоих видов кристаллизации
(рис. 20, а), а переохлаждение становится максимальным. Это
значение &Тмакс и определяет число зародышей и дисперсность
первичной структуры для данного сплава.

Дальнейшее увеличение скорости кристаллизации (в период
т2—т4) приводит уже к уменьшению переохлаждения (рис. 20, в),
так как скорость выделения тепла при «свободной» кристаллиза-
ции превышает скорость теплоотвода. Начиная с момента т4

4 Н. Г. Гиршович 707	49
температура поддерживается, как обычно считают (штриховая
линия на рис. 20, б), на постоянном уровне и, следовательно,
вновь d ~ 0. Поэтому очевидно, что скорость объемной
кристаллизации проходит через максимум в какой-то промежу-
точный момент т3 (рис. 20, в), после чего она понижается и вновь
приближается к скорости теплоотвода в момент т4.

Полагая, как это часто представляют, участок температурной
кривой после т4 горизонтальным, нужно было бы принять, что
за этот максимальный по продолжительности период оба про-
цесса — теплоотвод и «свободная» кристаллизация — протекают
синхронно. Однако этому противоречит разная кинетика про-
цессов. Нельзя также предположить, что кристаллизация под-
чиняется теплоотводу просто в силу того, что рост кристаллов
протекает с вынужденно меньшей скоростью, чем это возможно
при данном переохлаждении. В этом случае вполне возможно
было бы увеличение скорости кристаллизации за счет дальней-
шего уменьшения переохлаждения. Поэтому единственно правиль-
ным является допущение, что температурная кривая затвердева-
ния в период после т4 изменяется так, как показано сплошной
линией на рис. 20, б, т. е. что переохлаждение, хотя и незначи-
тельно, продолжает уменьшаться. Когда же скорость кристалли-
зации в конце процесса становится меньше скорости теплоотвода
(т > т6), переохлаждение вновь начинает несколько возрастать.

Таким образом, определяющим и ведущим процессом превра-
щения является теплоотвод, кристаллизация же приспособляется
к теплоотводу посредством переохлаждения главным образом за
счет изменения линейной скорости роста. В результате этого
кристаллизация протекает в полном соответствии как с кристалли-
зационными параметрами, так и с теплоотводом и это легко осу-
ществляется потому, что функция W - / (ДТ) является очень
интенсивной. Действительно, подставляя значения п\\ v из (I. 23а)
и (I. 27) в (I. 29а), можно получить следующее выражение для
скорости объемной кристаллизации в начальный период:

vw К(ДТога)вехр[-7д^] ,	(1.33)

из которого ясно, как велика зависимость скорости процесса от
переохлаждения. Поэтому кристаллизация может приспосабли-
ваться к значительным изменениям скорости теплоотвода путем
небольших изменений переохлаждения. В простейшем случае
(песчаная форма, отсутствие перегрева и т. п.) закристаллизовав-
шийся относительный объем новой фазы (W) и скорость этого
процесса (vw) определяются исходя из (I. 20а) и (I. 206)

Ц7 - А.

и I I
или в более общем виде

= (1 34)

k	k

V™ -= —J—	----— ИЛИ vw =-------— ,

w	21 \x w 2R Kt

(1.35)

где k— коэффициент затвердевания.

Зная объемную кристаллизацию, можно определить и линей-
ную скорость роста граней кристаллов. Для этого следует соста-
вить баланс между теплом кристаллизации и теплоотводом песча-
ной формы

V Т	V т F ~

(1.36)

где N — общее число зародышей в единице объема;

F — теплоотводящая поверхность па единицу объема, т. е.
величина, обратная приведенной толщине R.

Дифференцируя это уравнение, можно получить, принимая
во внимание (I. 35) и (I. 19)

__ dr _____ k 1	__ t’u?

27? Кт 4n/’2W " 4nr2.V

(1-37)

Из (I. 37) и (1. 35) следует, что линейная скорость роста граней
равняется объемной скорости	деленной на поверх-

ность выросших в данный момент кристаллов (4№Af), и резко

уменьшается, следовательно, в процессе кристаллизации по мере
увеличения т и г. Учитывая связь между этими переменными (I. 36),
можно окончательно определить

_ иг _ о к- _______________ о	1

U - W 32 ' л« WM ~ 32 ‘ я*гк№г* 	(,1-О/а^

Таким образом, линейная скорость роста граней при кристал-
лизации из жидкого состояния действительно резко падает во
времени по мере увеличения размеров кристаллов	и ско-

рость эта тем меньше, чем больше продолжительность затвердевания
отливки (тк) и мельче структура (больше N). Кристаллиты в усло-
виях кристаллизации растут со скоростями, которые обуслов-
ливаются теплоотводом и количеством зародышей. При этом
чем больше зародышей (N), тем медленней
они растут, так как общая объемная ско-
рость кристаллизации постоянна в каждый
момент и определяется величиной тепло-
отвода.
В процессах же перекристаллизации, где теплота кристаллиза-
ции мала, а возможность переохлаждения велика, основная роль
управления процессом принадлежит кристаллизационным пара-
метрам. В связи с большим переохлаждением в процессе пере-
кристаллизации скорость образования зародышей велика (п

1010 \/см3-сек), так что получающуюся при этом структуру
возможно рассмотреть только при сравнительно большом увели-
чении. При кристаллизации из жидкого состояния образуется
сравнительно мало зародышей и структура (макростроение) может
быть в ряде случаев рассмотрена невооруженным глазом.

Глава III

ТЕРМОДИНАМИКА, КИНЕТИКА И МЕХАНИЗМ
ГРАФИТИЗАЦИИ ЧУГУНА

I Графитизация чугуна является частным случаем кристаллиза-
/ции, многие детали которого, в частности вопросы формообразо-
вания, остаются, однако, до сих пор спорными. Вместе с тем
можно достоверно утверждать, что процесс этот во всех случаях
является .диффузионным, иначе нельзя себе представить, каким
образом разрозненные атомы углерода в растворе или в цементите
собираются и объединяются в отдельные поликристаллические
включения графита .^/Графитизация может протекать в результате
'выделения углерода из пересыщенного раствора (жидкого или
[твердого)

Раствор (С') Раствор (С)-гСгр	(1.38)

или распада карбидов, в частности цементита,

Раствор (С') |- Fe3C-> Раствор (С) 1 Сг;),	(I. 39)

где С' и С — концентрации углерода в метастабилыюм и стабиль-
ном растворах.

Нетрудно видеть, что реакция (I. 39) является результирую-
щей (I. 38) и (I. 40)

Fe3C -> Раствор (С) + Сгр.	(1. 40)

Процесс графитизации в целом можно рассматривать как
состоящий из ряда парциальных звеньев. В случае (I. 39) такими
элементарными процессами являются:

1)	диссоциация цементита;

2)	растворение углерода;

3)	диффузия углерода в растворе вследствие создающегося
градиента химического потенциала (в частности концентрации);

4)	кристаллизация углерода в виде графита на имеющихся
зародышах.
В случае (I. 38) составными звеньями процесса являются
Только диффузия и кристаллизация, так как из-за отсутствия
цементита нет ни диссоциации, ни растворения. Движущей силой
процесса служит градиент химического потенциала, создающийся
вследствие того, что твердый раствор у графита является стабиль-
цым4 следовательно, углерод в нем характеризуется меньшей
активностью. Обычно считали, что скорость процесса определяется
скоростью «узкого звена», т. е. того элементарного процесса,
который характеризуется наименьшей скоростью. Однако это
справедливо только в том случае, когда скорость «узкого звена»
несоизмеримо мала по сравнению со скоростями связанных с ним
других элементарных процессов. В остальных случаях скорость
графитизации в целом определяется скоростями всех тех его
консекутивных парциальных процессов, скорости которых соиз-
меримы [80; 81 ].

13. Термодинамика процесса графитизации

Изменение термодинамического потенциала системы при гра-
фитизации согласно реакциям (I. 38) и (I. 40) может быть пред-
ставлено в следующем виде:

АФ - bFT ь k bWP h ASa,	(I. 41)

где &FT — изменение внутренней свободной энергии или хими-
ческого потенциала при температуре реакции Т;

АЦ/Р — внешняя работа, совершаемая системой при измене-
нии объема на ДМ/ при давлении Р;

ASo — изменение поверхностной энергии системы вследствие
изменения поверхности на AS при величине межфаз-
ного натяжения о;

k — переводной коэффициент.

В наиболее общем виде формула для определения изменения
свободной энергии реакции имеет вид

/ Qj \ni

bFT = —	,	(1.42)

где nL — количество молей /-го компонента;

щ и а\ — активность z-го компонента в конечном и исходном
состояниях.

Так как а] > то переход в стабильное состояние сопрово-
ждается уменьшением энергии. Принимая коэффициенты актив-
ности углерода и железа равными единице, можно привести выра-
жение (I. 42) к виду

ДГг = -/?Т1п -/1	=

L \ "Fe / \ "С / J

/?Т1П

C-E'S’

CES

(1.42а)
где Afpe, Wfc Nc и Nc — мольные доли железа и углерода в ко-
нечном и исходном состояниях;

и C^s — концентрации углерода по метаста-
бильной и стабильной системам.

При пренебрежении влиянием железа формула (I. 42а) еще
больше упростится, но точность ее понизится. В зависимости от
принятого варианта расчета и исходных данных получаются раз-
личные значения ДГг [113]. однако во всех случаях подтвер-
ждается термодинамическая метастабильность цементита во всем
температурном интервале, вплоть до эвтектического превращения,
что хорошо согласуется с практической его неустойчивостью.
К таким же результатам можно прийти, анализируя реак-
цию (I. 38). При этом, как
еще раньше показал В. Ф. Зу-
барев (рис. 21), абсолютные
значения AFr понижаются до
известного предела, а затем
немного повышаются, но во
всем температурном интер-

foo зоо 500 700 900 ноо t;c вале> как указывалось, оста-
Рис. 21. Изменение величины свободной ЮТСЯ отрицательными [92].
энергии распада цементита с темпера- Согласно (I. 41) измене-
турой	ние термодинамического по-

тенциала процесса графити-
зации в значительной степени зависит еще от работы, произ-
водимой системой как вследствие увеличения объема, так и
вследствие образования или изменения межфазной поверхности.

Принимая удельные объемы цементита 0,130 см3/гу феррита
0,127 см3/г и графита 0,453 см3/г и соответствующие молекуляр-
ные веса 179,5, 167,5 и 12,0, можно теоретически найти относи-
тельное приращение объема при распаде грамм-молекулы цемен-
тита по реакции (I. 40) в подкритической области:

ДГ - 167,5-0,127+ 12,0-0,453— 179,5-0,130 -3,3 см3

или 14,1%.

(L 43)

Следовательно, на 1% образованного графита увеличение
объема составит —*^2,16%, а соответствующее увеличение
линейных размеров — 0,7%. Примерно таким же (2,2%) оказы-
вается увеличение объема системы при выделении 1 % графита
непосредственно из раствора согласно (I. 38) *. Распадающийся

* В общем случае увеличение объема на 1% выделенного графита (ДЮ
может быть определено следующим образом:

ДЦ7 = 1^-1-2121- -L b 122 = 9gL* :

\ Ум У г Ум / Ум Ум ' Уг

0,99 —-----96,5 (в %), (1.43а)
цементит и выделяющийся графит, расширяя матрицу, сами испы-
тывают напряжение сжатия, которое препятствует графитизации
я может ее даже полностью затормозить при давлении Ркр. Это
подчеркивает то большое значение, которое придается сопротив-
лению среды. Для расчета критического давления (Ркр) В. Ф. Зу-
барев предлагает простую формулу

- да/ ~ дц/ 1п	П-44)

Зависимость этого давления от температуры характеризуется по
расчетам Р. Л. Снежного и Э. Г. Титенского [48] следующими
данными:

Температура в °C	738	850	1000	изо
AFr в кал!моль	220	150	80	85
акр в кГ!см*	3190	2170	1160	1230

При указанных давлениях графитизация, следовательно, не-
возможна, активность графита и углерода цементита становится
идентичной и линии ES и E'S' на диаграмме состояния совме-
щаются. Реальные давления (агж), конечно, значительно меньше
теоретически рассчитанных, но все же весьма велики и оказывают
влияние на стабильность цементита и положение линий ES и E'S',
так что при достаточно больших давлениях стабильной становится
уже цементитная система. *

Принимая во внимание ранее рассчитанное увеличение объема
при графитизации (3,3 см3) и исходное напряжение (а0), всегда
имеющееся в фазах чугуна, можно, следовательно, определить
работу расширения при распаде 1 г-молекулы цементита

А^Р^З,3(аслс + а0).	(1.45)

В ряде случаев, например при закалке, исходные напряжения
в цементите носят растягивающий характер (арас„?) вследствие
увеличения объема при у -> a-превращении и, следовательно,

Ум

где------отношение удельных весов матрицы в исходном и конечном состояниях;

Y.«

о

Y

— — отношение удельных весов матрицы и графита, которое может быть
Ya

в среднем принято равным 3,5.

* По расчетам Т. П. Ершовой и Е. Г. Понятовского [48] это наступает при
всестороннем давлении свыше 2000 к.Г/см2 для эвтектической температуры и
свыше 5000' кГ/см2 для 700° С. Эти положения были доказаны авторами также
экспериментально.
общая работа расширения при графитизации соответственно
уменьшается

AlFP.= 3,3(oCM-awm).	(1.45а)

Что касается увеличения поверхностной энергии, то при гра-
фитизации из раствора по (I. 38) это связано с образованием новой
межфазной поверхности AS, величина которой зависит от формы
и величины выделений графита. При шаровых включениях по-
верхностная энергия на 1 г-атом выделенного графита составит

ASo = 12 . 4л'2 о =	,	(1.46)

-3-

где гг — радиус включения графита;

- 2,2 — удельный вес графита;
о — межфазное натяжение.

Несколько сложнее дело обстоит при распаде цементита, так
как при этом вместе с образованием новой поверхности раздела
«раствор—графит» исчезает межфазная поверхность «раствор—
цементит». В этом случае

4лг~	4л^

ASa^- 12 q179,5 -y-=

-3-^Ye	-3-<Y4

_	__ 7\ap_u ,

гг	гц

где ар_г и ар_,< — межфазные натяжения на поверхностях раз-
дела раствора с графитом и цементитом, при-
чем ар_г>огр_ц.

Знак изменения поверхностной энергии зависит, следовательно,
от соотношения гг : гц и может быть в соответствии с этим поло-
жительным или отрицательным. Чем меньше гг и больше гц,
тем больше величина поверхностной энергии, затрачиваемой на
процесс графитизации.?Таким образом, общее изменение термо-
Г динамического потенциала процесса графитизации представляется
в следующем виде:

АФ - -  bFT 3,3 (агж - ораст) 4 (	•	(1.47)

Из этого выражения ясно, что вероятность процесса графитиза-
ции возрастаете уменьшением сопротивления среды (оСЛС), увеличе-
нием растягивающих напряжений в цементите (аЯМ7И) и уменьше-
нием радиуса цементитного включения. Это значит, что острые
концы цементита распадаются в первую очередь. Кроме того,
можно видеть, что графитизация особенно затруднена в начале
процесса, когда гг мал и облегчается по мере увеличения размеров
включений графита.
14.	Образование зародышей графита, их природа
и месторасположение

Число зародышей при кристаллизации из жидкого состояния
определяет количество эвтектических колоний и расположенных
в них отдельных выделений или агрегатов графита и колеблется
обычно в пределах до нескольких десятков на 1 acai2 в сером чу-
гуне, до 2000 — в высокопрочном чугуне.

При процессе отжига ковкого чугуна, каждое выделение
углерода отжига растет из своего центра, как и в высокопрочном
чугуне. Число их обычно колеблется в пределах 20—250 на 1 мм2,
а при специальных методах обработки белого чугуна, например
при предварительной закалке, число зародышей после отжига
составляет 6000—10 000, а иногда и 100 000 на 1 мм2. Количество а
зародышей оказывает значительное влияние на свойства чугунаI
н скорость графитизации и представляет поэтому большой тео-(
ретический и практический интерес. В связи с этим разработаны
специальные процессы для увеличения количества зародышей:
в сером чугуне — модифицирование ферросилицием, силикокаль-
цием и другими модиф жаторами, вибрация, повышение скорости '
кристаллизации и т. и.; в ковком чугуне—предварительная закалка,
пластическое деформирование, низкотемпературная обработка при
250—500°С, модифицирование AI, В и другими присадками, элек-
тронагрев, перегрев в жидком состоянии и т. п.

Однако вопрос о механизме образования, природе и место- 1
расположении зародышей графита остается наименее выясненным
и наиболее спорным в теории графитизации. Исследование этого ,
вопроса усложняется тем, что непосредственное наблюдение про-
цесса образования зародышей, ввиду их малого размера обычно
невозможно, а после соответствующего роста — не показательно.
Поэтому для изучения зародышей пользуются, как правило,
только косвенными методами, которые часто предоставляют фан-
тазии исследователей большую свободу. Именно этим, по-види-
мому, объясняется разнообразие гипотез о природе зародышей,
которыми так богата литература. В схемах 1 и 2 [81 ] сделана по-
пытка классифицировать существующие в этом отношении
взгляды.

С точки зрения принципа П. Д. Данкова, полного признания
в качестве возможного зародыша графита прежде всего заслужи-
вает сам графит. Действительно, его реальное инициирующее
действие может быть доказано многими примерами, в том числе
графитизирующим влиянием крупных включений графита в ис-
ходных шихтовых материалах при плавке; выделением грубого
графита у_неровностсй стенки графитного тигля; многими слу-
чаями из практики ковкого чугуна, когда в сырых отливках гра-
фит выделяется в местах соприкосновения с крашенным (гра-
фитом) стержнем; преимущественным выделением вторичного
57
Схема 1

Схема 2
и эвтектоидного графита на первичном*; графитизирующим дейст-
вием продувки газов через графитовую трубку и т. д. В наиболее
благоприятном положении в этом отношении находится «остаточ-
ный» графит, встречающийся как в жидком, так и в твердом чу-
гуне в виде микро- или субликоскопических включений (пакетов,
блоков, молекул разной величины), которые часто имеют крити-
ческие размеры и прямо могут служить зародышами или в край-
нем случае нуждаются для этого в небольшом дорастании.

Сложнее дело обстоит с графитными зародышами другого про-'
исхождения (см. схему 1), которые нуждаются в ассоциации
(в частности, флуктуации) определенного количества атомов угле-
рода для образования зародыша критического размера, а иногда
еще в предварительной диссоциации соответствующих соединений.
Эти процессы, связанные с переносом атомов углерода, всегда
являются диффузионными, даже в том случае, когда имеет место
так называемый «непосредственный» распад цементита. В послед-
нем случае в некоторых локальных объемах, «особенных» точках
1921 с малым радиусом кривизны и с повышенным уровнем энер-
гии, чаще всего на межфазных границах, происходит перестройка
решетки цементита с выталкиванием излишних атомов углерода,
которые, диффундируя в пределах небольших объемов, объединя-
ются в элементарные образования.

.Образование самопроизвольных зародышей путем флуктуации
в жидком чугуне не вызывает сомнений/ Вопрос же о том, на
базе какого графита («выделения» из раствора или «реакционного»,
получаемого в результате распада карбидов или других реакций)
больше вероятность образования зародышей при отжиге белого
чугуна, до сих пор подвергается дискуссии **. J3 пользу гра-
фита выделения говорят термодинамические соображения, так
какПГересыщенный аустенит является неустойчивым и, следова-
тельно, “из него в одинаковой мере могут выделяться как цементит,
так и графит***. Кроме того, наблюдаемое иногда образование
структуры стабильного эвтектоида непосредственно из аустенита
[112] является прямым доказательством этой возможности..
В пользу этой точки зрения говорят, кроме того, преимуществен-
ная растворимость кремния в аустените, а также то обстоятель-
ство, что зародыши графита после закалки чугуна образуются
не только на базе мартенсита, по и остаточного аустенита. Коли-
чество зародышей и скорость графитизации не находятся поэтому

* При графитизации мартенсита процесс протекает за счет образования
новых зародышей, которые оказываются более активными, чем имеющиеся выде-
ления графита [1331.

♦* К. П. Бунин н Я. В. Г р е ч и ы й, В. Ф. Зубарев, Н. Г. Гир-
шович, И. Н. Богачев. Изв. вузов. Черная металлургия, 1958, № 4 и 9;
1959, № 2.

Это подтверждается также тем, что выдержка в интервале кристалли-
зации, способствуя повышению концентрации углерода в аустените, ускоряют
отжиг ковкого чугуна (К- Pearce. <J1SI» 1962, 200, 28—30).
в связи с количеством образованного при закалке мартенсита.
Как видно из рис. 22 (41, наибольшее количество зародышей
(—8000 на 1 мм2) и наибольшая скорость графитизации полу-
чаются, в противоположность обычным представлениям, нс при
мартенситной, а при бейнитной закалке с последующим отпуском
при 450° С. Кроме того, скорость графитизации оказалась вовсе
не пропорциональной количеству мартенсита. И. Н. Богачев

и его сотрудники связывают это с получением пересыщенного

отпуска, а также вследствие

аустенита, в котором в процессе

Рис. 22. Влиянйе изотермической закалки
на количество мартенсита в структуре (3) и
количество образующихся зародышей гра-
фита при применении последующего отпуска
при 450° С в течение 4 ч (2) и без отпуска (/)

старения образуется боль-
шое количество высоко-
дисперсных карбидов, на
границе которых раствор
сильно пересыщается угле-
родом, что способствует
образованию флуктуацион-
ных зародышей. Мало того,
дальнейшие исследования
|481 показали, что в неко-
торых случаях (при графи-
тизации аустенитных нике-
левых сталей в субкрити-

ческом интервале) мартен-

снт даже замедляет про-
цесс, который с большей
скоростью и с образованием
большего количества за-
родышей протекает в пе-

реохлажденном аустените.

В кремнистых же сплавах, в частности в чугунах, графитизация
в указанных условиях происходит быстрее в пересыщенном а-рас-
творе и поэтому мартенсит более эффективен.

х- Вместе с тем есть ряд термодинамических и экспериментальных
^окаятёльств образования зародышей путем распада дементитгц^
как выделяющегося из раствора II181, так и имеющегося в сплаве
[92; НО]. В пользу этого процесса говорят более высокое содер-
жание углерода в цементите и его нестабильность даже в изолиро-
ванном состоянии. Особенно легко распадается цементит в местах
с наибольшей концентрацией энергии, в том числе поверхностной,
и в наиболее напряженных 192; 96]. Рядом исследований убеди-
тельно доказано, что образование зародышей при отжиге закален-
ного белого чугуна происходит на базе распада выделяющихся
из мартенсита е-карбидов [1671 или дисперсных включений це-
ментита [150]. Поэтому вне зависимости от структуры матрицы
наличие е- и других карбидов после закалки приводит к образо-
ванию большого числа зародышей графита при последующем от-
жиге, как это видно из следующих данных [1671:
Матрица	Мартенсит	Бейнит		Перлит
Карбиды	е	е	е -1 X i	| ‘ Цементит
Число графитных за- родышей на 1 лм<2	60(Х)	300	1200	200

Точно также исследования незакаленного белого чугуна пока-
зали, что в процессе одностадийного отжига в подкритической
области число зародышей значительно больше, чем при обычном
двухстадийном отжиге.

Температура отжига в ЭС	715	650	600	575
Число зародышей на 1 мм2:  одностадийный от-	315	350	300	350
жиг  двухстаднйный от-	150	184	156	189
жиг				

Это можно объяснить образованием зародышей при односта-
дийном процессе на базе распада дисперсных эвтектоидных кар-
бидов. Значение имеют также особенности ликвации элементов
и малая вероятность образования флуктуационных зародышей
в бедном углеродом феррите. Таким образом, роль зародышей
при отжиге белого чугупа может играть в зависимости от
условий как графит выделения, так и реакционный графит.

Наряду с графитом эту роль могут выполнять также многие^
неметаллические включения, если они соответствуют указанным
ранее общетеоретическим принципам. Однако за очень редкими
исключениями и в этом случае применимы только косвенны^
доказательства. Так, например, известно, что Ti образует прочные(
карбиды и, несмотря на это, способствует графитизации, что
может быть объяснено зародышевым действием карбидов и нитри-
дов титана. Такую же роль играют соединения алюминия, бора
и других элементов при отжиге белого чугуна. Во многих случаях
можно даже видеть непосредственно на шлифах, как графит
кристаллизуется вокруг или около MnS, TiC, TiN и других вклю-
чений. Однако надо быть достаточно осторожным при оценке
таких включений. В этом отношении поучителен случай ошибоч-
ного представления о «светлом пятне» в шаровидном графите
(рис. 23), которое принималось за зародышевое включение. В дей-
ствительности оно является результатом более совершенного отра-
жения света от плоскостей базиса, с которыми совпадает сечение
шлифа, когда оно расположено вдали от центра включения [7].
По мере шлифовки и приближения к центру «светлое пятно»
постепенно исчезает, а строение становится лучистым (рис. 23, б).
При этом оказалось, что при разрезах ниже центра включения
строение шаровидного графита становится более лучистым вслед-
ствие разрушения и расслоения кристалликов графитного вклю-

Рис. 23. Вид шаровидного графита в поляризованном свете (X 1200): а — бес-
структурное образование со светлым пятном; б — лучистое образование без
светлого пятна

чения, в то время как при разрезах выше центра положение кри-
сталликов сохраняется чашей матрицы. Вместе с тем в шаровид-
ных включениях графита можно действительно встретить ярко-
белые остатки захваченной матрицы или центрально расположен-
ные включения, а также первичные образования графита, богатые
магнием [168].

В качестве зародышей пластинчатого графита наиболее часто
признаются окислы разного рода, в том числе прежде всего «сили-
катная муть» (SiO2 или SiO), в частности, u-кварц и а-тридимит
1164], что подтверждается, например торможением графитизации
по мере уменьшения количества SiO2 в чугуне:

SiO2 в чугуне в % ............ 0,091	0,020	0,009

Максимальная толщина стенок, полу-

чаемых с белым изломом в мм 35	40	90—100

Однако установлено, что модифицирование серого чугуна чистым
кремнием или ферросилицием без надлежащего содержания алю-
миния не эффективно [135]; следовательно, зародыши часто носят
более сложный характер, что подчеркивается в ряде современных
62
Рис. 24. Начальная'стадия графи-
тизации в белом чугуне (Х3000)

работ; * многие отмечают также роль карбидов ** как зародышей
[140; 1541, а в высокопрочном и ковком чугунах — сульфи-
дов [69; 146].

Таким образом, вопрос о природе неметаллических включений,
играющих роль зародышей, еще полой противоречий и не имеет
пока однозначного решения.
Однако большая роль их несом-
ненна, так как поверхность вклю-
чений, в особенности когда она
хорошо смачивается металлом
(I. 24), облегчает гетерогенное за-
рождение. В этом, вероятно, за-
ключается одна из основных при-
чин механизма зародышевого дей-
ствия включений. Поэтому по-
лости, образующиеся между вклю-
чениями и металлом (например,
вследствие разности их коэффи-
циентов расширения), так же как
сами включения, могут оказать
положительное влияние на обра-
зование зародышей [671. Все вы-
шесказанное подчеркивает £рль
поверхностей вообще (внешних,

1Тггутрённй'х и межфазных), в том числе поверхностей несплош-
ностей, что особенно подчеркнуто К. П. Буниным и его школой.
По этой причине графит образуется^преимущественно на межфаз -
пых поверхностях, *** как это показано рядом авторов, в том
числе Ф. К. Ткаченко (рис. 24), а также на поверхности белого
чугуна при отжиге в вакууме, как показал И. В. Салли. При этом
базисная плоскость графита располагается параллельно метал-
лической основе, а в общем случае — параллельно подкладке
U091. Такая припасовка базисной плоскости обеспечивает мини-
мальные значения свободной энергии. Другие исследователи [711
считают весьма вероятной припасовку базисной плоскости (0001)
графита к плоскости (111) аустенита, так как разность периодов
их решеток мала — 2,1 и 4%, в то время как по П. Д. Данкову
она может достигать даже 9%. Однако несплошностям, к сожале-
нию, часто придают универсальное и даже исключительное зна-
чение. В связи с этим большое число зародышей в закаленном или
пластически обработанном белом чугуне объясняется подчас
только образованием субмикроскопических трещин, а образова-

* Многие исследователи поэтому опровергают сейчас роль окислов и кисло-
рода в графитизации чугуна (М. D е с г о р, «Fonderie», 1965, N 235, р. 306—313).

** Карбиды могут действовать непосредственно (TiC) или путем распада
(СаС4, SiC), но существование карбидов кальция и кремния не достоверно.

*** Обычно это происходит на границе с первичным или эвтектическим
/цементитом и связано также с ликвацией кремния.
ние зародышей в обычном белом чугуне — только наличием пор
и других «биологических» дефектов; влияние низкотемпературной
обработки — удалением газов из «биологических» дефектов, вслед-
ствие чего в них может кристаллизоваться графит. Между тем
многие факты (см., в частности, рис. 22) убедительно показывают,
что зародыши графита могут иметь и другую природу. Указанное
подтверждается также исследованием, проведенным автором сов-
местно с А. Я. Иоффе [811. Белый чугун с разной пористостью

Рис. 25. Кинетика графитизации белого чугуна (а) и стали (б) с раз-
ной пористостью: у0 — удельный вес чугуна до отжига; у — удельный
вес чугуна после отжига; AV' — изменение относительного объема
стали; Сгр — количество графита; С','р — количество графита, выделен-
ное в порах

(разным исходным удельным весом) подвергался отжигу, причем
кинетика графитизации фиксировалась как но изменению удель-
ного веса, так и по изменению микроструктуры (рис. 25, а).
Можно было бы ожидать, что уменьшение количества цементита
пойдет интенсивнее в образце с меньшим удельным весом, в осо-
бенности в начале процесса. При фиксации же плотности следо-
вало ожидать, что в пористом образце и она будет возрастать
в начале процесса, если графит будет занимать имеющиеся поры,
как это и показано А. А. Барановым в опыте с очень пористой сталью
(рис. 25, б). Однако в случае чугуна с обычной структурой
(рис. 25, а) удельный вес даже менее плотного образца сразу стал
снижаться. Это свидетельствует о том, что поры, несплошности
и биологические дефекты далеко не во всех случаях служат за-
64
родышами. Тоже подтверждается опытами Ф. К. Ткаченко [119],
который установил, что при полной графитизации закаленных
образцов наблюдается большее увеличение объема, чем в случае
незакаленных, несмотря на большее количество микротрещин.

Поэтому, хотя значение поверхностей и несплошностей несом-
ненно, но интенсивность их влияния может быть различной.
При этом роль поверхностей и несплошностей, как бы количе-
ственно она ни расценивалась, заключается только в уменьшении
работы образования зародыша, которым во всех случаях остается
графит. В частности, это относится и к развиваемой А. А. Горшко-
вым [431 теории образования графита в магниевых или водородных
пузырьках при получении высокопрочного чугуна. Присаживае-
мый при этом в чугун магний испаряется (его температура испа-
рения составляет 1107° С) и реагирует по реакции

Mgnap Г СОо MgO„u : Cme !- 117 446 кал/моль. (I. 48)

И действительно, в ряде случаев, как это подтверждено и
другими исследователями [148; 172], обнаруживаются газовые
включения, частично заполненные графитом, что подтверждает
возможность такого процесса*, однако нет оснований полагать,
что это является основным путем образования зародышей графита,
так как во многих случаях шаровидный графит образуется и при
отсутствии газовых пузырьков, да и скорость этой гетерогенной
реакции не может быть достаточно большой.

Переходя, наконец, к последней группе гипотез (несовершен-
ствам строения и состояния, напряжениям, дислокациям, вакан-
сиям), следует укашть, что особо большое "значение придается
напряжениям 192; 119 1, как растягивающим (1.47), так и сжи-
мающим [123). В последнем случае предполагается образование
пластических деформаций в цементите, что способствует его рас-
паду. Кроме того, напряжения в очень малых объемах вблизи
зерен и свободных поверхностей могут частично сниматься за
счет течения [122], что способствует образованию зародышей
в этих местах. Образованием напряжений вследствие разности
коэффициентов расширения феррита и цементита, изменения объ-
ема при мартенситном превращении, его отпуске, а также при вы-
делении водорода (около 400" С) часто объясняют поэтому влия-
ние таких ускоряющих графитизацию белого чугуна факторов,
как закалка, деформирование и низкотемпературный отжиг.

Лисдркяции, по-видимому, также играют немалую роль в про-
цессах зарождения графита **, так как в этих местах имеются

* Благоприятное влияние пузырьков может быть также следствием очище-
ния металла от зародышей, в частности от взвешенных частиц графита, что вызы-
вает увеличение переохлаждения.

** Как показали исследования [120], плотность дислокаций в цементите
после закалки увеличивается в 3 раза (с 1«10~7 до 3*10"7 см~2), что является
одной из причин ускоряющего влияния предварительной закалки на графити-
зацию.

5 H. Г. Гиршович 707	65
отличные от средних значений термодинамические потенциалы
и модули упругости. Что касается вакансий, то их роль может
стать заметной только в результате диффузии и объединения, так
как один атом углерода, могущий занять место вакансии, имеет
совершенно ничтожные шансы на рост.

Таким образом, можно утверждать, что роль зародышей при
графитизации в большинстве случаев играет либо сам графит
(остаточный, флуктуационный, реакционный или выделения),
образованию которого во многих случаях способствуют разного
рода поверхности, несплошности и несовершенства, либо неметал-
лические включения. Природа последних достоверно не выявлена,
хотя можно утверждать, что в сером чугуне окислы кремния
играют особенно большую роль.

Что касается места образования зародышей (см. схему 2),
то бесспорным и общепризнанным можно считать, что графит
серого чугуна вне зависимости от его формы образуется преиму-
щественно непосредственно из жидкого расплава, хотя в отноше-
нии доэвтектического чугуна в некоторых работах [1431 снова
выдвигается в последнее время точка зрения об образовании гра-
фита в результате распада предварительно выделившегося це-
ментита.

Доказательством прямой кристаллизации графита в сером
чугуне, в том числе доэвтектическом, можно считать отсутствие
следов цементита в затвердевшей части структуры при закалке
образцов в процессе кристаллизации. До сих пор встречаются
все же возражения против этого довода на основе того, что ско-
рость распада цементита достаточно велика и вполне соизмерима
со скоростью затвердевания. Однако эти соображения вряд ли
можно считать состоятельными, так как возможность непрямой
кристаллизации графита, действительно протекающей иногда на
практике и подтверждаемой кинетическими диаграммами, не может
служить доказательством того, что именно этим путем графит
образуется в нормальных и обычных условиях. Известные из
практики факты самоотжига отбеленного чугуна за счет тепла
незатвердевшего центра при раннем освобождении отливок из
металлических форм или заготовок непрерывного литья из кри-
сталлизатора .доказывает только, что ^графитизация может про-
текать и протекает иногда этим путем^ но ни в коем случае не
опровергает того, что в сером чугуне нормально и обычно проис-
х^дит'прямая кристаллизация графита. С другой стороны, прямую
кристаллизацию графита в сером чугуне подтверждает еще ряд
других серьезных факторов: шаровидная форма эвтектических
колоний (при предварительной метастабильной кристаллизации
они получились бы вытянутыми, как это характерно для леде-
буритной колонии); отсутствие рекалесценции на термических
кривых серого чугуна, в том числе и при междендритном графите,
в то время как ледебурит кристаллизуется всегда с подъемом
66
температуры после резкого переохлаждения [172]; малые зна-
чения усадочных раковин и предусадочного расширения в сером
чугуне, как это видно, например, из исследований К. И. Ващенко
и его сотрудников [73]:

Наименование	Пластинчатый неориентиро- ванный графит	Пластинчатый междендрит- ный графит	Смешанный графит	Шаровидный графит
Объем усадочных ра- ковин в %	2	2,2	3,8	9,5
Предусадочное рас- ширение в %	0,16	0,18	0,28	0,90

Из этих данных можно заключить, что пластинчатый графит,
дигом числе и междендритный, преимущественно выделяется из
жидкого металла в условиях сравнительно малого сопротивления
продвижению металла со стороны дендритов. Жидкий металл при
этом заполняет усадочную раковину и уменьшает ее объем. Его
давление на затвердевшую корку мало, и поэтому мало предуса-
дочное расширение [811.

Следует подчеркнуть, что в отношении меж дендритного гра-
фита предположение о прямом выделении его из расплава
является сравнительно новым. Другими методами (металлогра-
фическими, закалкой) это впервые доказали К- П. Бунин
с сотрудниками [61, и такая точка зрения сейчас является
доминирующей, хотя в отдельных случаях возможно образование
междендритного графита в результате предварительно выделенного
цементита [129].

При образовании же шаровидного графита объем усадочных
раковин и величина предусадочного расширения обычно велики.
Это со всей очевидностью доказано экспериментально [9; 81; 95]
и может быть объяснено только либо выделением графита в затвер-
девшем металле (в ледебурите или в аустените), либо объемным
характером затвердевания и большим сопротивлением многочис-
ленных колоний твердой фазы продвижению жидкого чугуна,
что увеличивает усадочные раковины и предусадочное расширение.
Дискуссии по этому вопросу продолжаются до сих пор, однако
несомненно, что выделение, .хотя--бы частичное, шаровидного,
графита в твердой фазе безусловно имеет место. Это подтвер-
ждается частым расположением шаровидного графита внутри
дендритов (рис. 26).

Вместе с тем очевидно, что процесс кристаллизации шаро-
видного графита преимущественно происходит все же в жидком
металле. Самым важным доказательством этого является увели-
чение объема жидкого металла в процессе затвердевания [1581.

5*	67
Кроме того, это подтверждается ликвацией графита не только
в заэвтектическом, но и в эвтектическом чугуне и подвижностью
его при центрифугировании, а также срастанием части графитных
выделений впритык, без какого-либо «дворика» аустенита между
ними, что было бы невозможно при кристаллизации в твердой
фазе. Серьезным доводом в пользу этих взглядов является также
впервые доказанное И. А. Шапрановым 130; 39], Д. П. Ивано-
вым 158], а затем и другими исследователями 1149; 152] образо-

вание шаровидного графита при
температурах выше ликвидуса.
При закалке с этих температур
эвтектического и даже доэвтек-
тического чугуна в образцах об-
наруживается графит, окружен-
ный аустенитом, рост которого
происходит уже при эвтек-
тическом превращении. Объяс-
нение этого лежит в раскис-
лении металла магнием и ло-
кальном повышении активно-

Рнс. 26. Расположение шаровидного сти углерода, ЧТО приводит К
графита внутри аустенита (х 100) выделению его из раствора.

Вследствие образования боль-
шого количества зародышей в жидком металле кристаллиза-
ция чугуна происходит с очень малым переохлаждением без
рекалесценции и завершается в большом температурном интер-
вале (около 60° С вместо 30° С).

Таким образом, несомненно, что в зависимости от условий
выделение шаровидного графита может происходить как в жнд-
_кой*-.так..и JB твердой фазе (ледебурите или аустените) и что пре-
имущественно протекает первый процесс. При этом чем больше
содержание углерода и кремния в чугуне, меньше скорость охла-
ждения и более благоприятны условия графитизации, тем в боль-
шей степени процесс этот осуществляется в жидкой фазе.

15.	Кинетика графитизации и ее узкое звено

Кинетике графитизации^посвящена^ обширная литература, так
как она имеет большое практическое значение и, кроме того,
является методом нсследовавия^мехаиизма процесса. Анализ ки-
нетики графитизаций “ может быть сделан' канГпри рассмотрении
всего процесса в целом, так и при раздельном рассмотрении
скоростей зародышевания (и) и линейного роста (v) включений.
Последний метод является более достоверным, особенно при более
или менее округлых формах графита, когда подсчет изменения
68
н<> времени как количества, так и размера (диаметра) включений
значительно облегчается. *

Важнейшим вопросом кинетики графитизации является изме-
нение количества зародышей во времени^ Часто считают, что заро-
дыши образуются или дорастают тольк'ов инкубационном периоде.
Такая точка зрения основывается на том, что эвтектические
зерна, а значит и соответствующие агрегаты пластинчатого гра-
фита или включения шаровидного графита и углерода отжига
часто равноразмерны в поле зрения^ шлифа. Из этого 'следует,

что число зародышей остается
постоянным в процессе кри-
сталлизации либо потому, что
новые зародыши вовсе не обра-
зуются, либо потому, что они
через некоторое время после
своего образования растворя-
ются, так как дальнейший рост
больших колоний или включе-
ний графита в определенных
условиях энергетически выгод-
ней, чем увеличение размеров
малых фаз. И, действительно,
весьма тщательные исследова-
ния показывают, что при графи-
тизации белого чугуна число за-
родышей сначала прямолинейно
возрастает, потом падает [1661,

ср

£

$
=3

2

650 °C

Продолжительность, ч

Рис. 27. Кинетика образования заро-
дышей в белом чугуне

но в общем, как показали С. Драпал и другие [59], остается
постоянным (рис. 27), хотя в некоторых случаях авторы все

же находят, что размеры включений
нятся [1311:

графита значительно раз-

3 k

Диаметр в .itw-10“3	7,5	27,5 47,5 67,5	87,5	107,5	117,5

Количество в 1 льи3 12 910	708	262	227	70 II 4

При этом скорость образования новых зародышей зависит,
по-видимому, "QT^cicopocTii роста существующих:_ чем болыпё по-
следняя, тем мспьше вероятность образования новых зародышей.
Точно так же очевидно, что чем больше ^зародышей образуется
в инкубационном периоде, тем меньше их возникновение в про-
цессе роста. Все это чрезвычайно усложняет закономерности

* При исследовании скорости роста определяется изменение диаметра наи-
большего графитного включения, причем предполагается, что при достаточно
большом количестве включений наибольший диаметр является экваториальным
сечением одного из первых возникших зародышей.
зародышевания. В общем виде кинетика этого процесса в белом
чугуне * может быть представлена выражением

(1.49)

где /V — число образовавшихся зародышей по истечении вре-
мени т после конца инкубационного периода;

KN — коэффициент, зависящий от температуры, состава и
структуры чугуна;

а — степенной показатель, колеблющийся по разным дан-
ным от 0 до 1,35, чаще всего принимаемый равным пулю,
х/2 или 1.

При этом исследования кинетики образования зародышей по
сечению отливки указывают на преимущественное расположение
их в начале процесса то в центре, то в поверхностных слоях отли-
вок 1811. По всей видимости, это объясняется многообразием
влияющих факторов: топографией микродефектов, характером
окружающей газовой среды и ее взаимодействием с металлом на
поверхности отливки, исходной структурой, сопротивлением
окружающей матрицы и т. п.

Еще сложнее анализ кинетики линейного роста графитных
включений, которая может быть представлена в виде выражения

г=К^ь.	(1.50)

Как указывалось, рост графита является результатом ряда
элементарных процессов: диссоциации карбидов» растворения,
диффузии и кристаллизации углерода па зародышах. При этом
происходит увеличение объема металла, причины которого широко
дебатировались в советской технической литературе [6; 99; 80;
81 ]. Однако в настоящее время можно считать установленным, что
увеличение объема отливок в процессе графитизации происходит
тшшко-под-влиянием давления.кристаллизующегрсяуглерода. Для
подтверждения этой точки зрения достаточно привести хотя бы тот
факт^что внутренние размеры отливок при графитизации (рис. 28,
б) увеличиваютсяГ^н^умеИЪ^аются (рис. 28, а). Очевидно, что
отливка раздается под каким-то напряжением, как это указано
стрелками на рис. 28, б. Если бы увеличение размеров отливки
происходило под влиянием «естественной самодиффузип» атомов
железа для создания равновесной концентрации вакансий, на-
рушаемой оккупацией их атомами углерода, то внешние размеры
увеличивались бы, а внутренние — уменьшались (стрелки на
рис. 28, а), что противоречит повседневной практике.

* Кинетика зародышевания в сером и высокопрочном чугунах почти не
изучена. Согласно [149; 152] число зародышей в высокопрочном чугуне в про-
цессе эвтектического превращения не изменяется.
Безусловными доказательствами существования давления
углерода являются также разрывы наружной корки отливок из
отбеленного чугуна под влиянием графитизации центральной части
отливки [102], выдавливание жидкой эвтектики серого чугуна
в усадочную раковину при кристаллизации [81 ] и обнаруженные
П. И. Степиным бугорки на шаровидном графите, образующиеся
в местах наименьшего сопротивления матрицы.

Однако по поводу механизма деформации и увеличения объема
при графитизации могут быть, конечно, разные мнения. Кроме
пластической деформации, обусловленной сдвигами или двойни-
кованием и протекающей обычно при напряжениях выше предела

Рис. 28. Схемы изменения размеров втулок при
графитизации: а—по теории самодиффузни железа
(диффузии вакансий); б—по теории давления кри-
сталлизующегося углерода

текучести, различают вязкое течение или «направленную само-
диффузию», обусловленную диффузионными перемещениями и
протекающую в области ниже предела текучести. Последний вид
деформации, по-видимому, имеет особое развитие при графити-
зации в области высоких температур и особенно при малых раз-
мерах включений графита. Увеличение объема при этом является
в определенной мере результатом процесса ползучести под влия-
нием кристаллизационных напряжений. С этой точки зрения имеет
значение процесс самодиффузни атомов железа (диффузии вакан-
сий), которому К. П. Бунин 161, М. А. Криштал 199] и др. уде-
ляют много внимания. Однако во всех случаях, имеет ли место
сдвиговая деформация или «направленная самодиффузия», актив-
ным фактором, вызывающим эти процессы, является кристалли-
зация графита. Кристаллизующийся углерод в том и другом слу-
чаях перемещает атомы железа, а вместе с ними, конечно, и атомы
других элементов (кремния, марганца); очевидно, поэтому не-
которые исследователи в той или иной степени признают роль
диффузии железа, кремния и других элементов в процессе
графитизации. Этим же определяется значение сопротивления
среды.
В самом общем виде схему взаимной связи элементарных про-
цессов, определяющих кинетику изотермического роста графита,
правильнее всего представить следующим образом:

Диссоциация ->

или

-> Диффузия ->

растворение ->

-> Кристаллизация свободная, обусловлен-
ная линейной скоростью роста
или

-> Кристаллизация вынужденная (дефор-
мирование), обусловленная давлением
углерода и сопротивлением среды

Согласно этой схеме совместно действуют таким образом свя-
занные друг с другом три элементарных процесса, и, как было уже
указано в^этом^случае, кинетика сложного процесса определяется

Рис. 29. Схема влияния элементарных про-
цессов на графитизацию через твердый рас-
твор

всеми звеньями, которые
характеризуются соизме-
римыми скоростями. И дей-
ствительно, упрощая воп-
рос, можно показать, что
если скорости этих процес-
сов соизмеримы, то пере-
пад концентрации в аус-
тените будет меньше макси-
мально возможного (АС<
^Смакс ИЛИ AC< Ce'S'

— Ces), соответствующего
перепаду концентраций
между метастабильной и
стабильной системами на

диаграмме состояния.* Максимальный перепад ЛСмаж Ce'S' —
— Ces будет, очевидно, иметь место только тогда, когда скорость
диффузии значительно больше скоростей растворения и кристал-
лизации. В противном случае медленное растворение цементита
понизит концентрацию углерода в прилегающем аустените, а
медленная кристаллизация, не успевая отобрать притекающий
ио диффузии углерод, повысит его концентрацию в аустените,
прилегающем к графиту (рис. 29). Вследствие этого уменьшается
перепад концентрации, определяющий скорость процесса. При-
нимая простейшие зависимости для скоростей элементарных
процессов, получим в соответствии с рис. 29

р —	(C>E'S' Сц),

~ kdtt-'u

Vk-0 '

* С целью упрощения движущая сила процесса в данном случае отожде-
ствляется с перепадом концентрации. Используя этот метод, А. А. Жуков [48 ]
представил то же уравнение (I. 61) в зависимости от перепада химического по-
тенциала.
где vd_p. vd, vK_d — объемные скорости трех элементарных про-
цессов (принятые индексы относятся:
д—р — к процессу растворения или диссо-
циации, д — к диффузии, к—д к кристал
лизации или деформированию);

— соответствующие коэффициенты скоростей,
характеризующие проводимость процессов
(величина, обратная сопротивлению).

Так как при установившемся режиме скорости элементарных
процессов равны между собой, а также общей объемной скорости
графитизации (vw)

»д_р -=	= »к-д = %,

то, решая совместно вышеприведенные уравнения, можно получить

V—+ -JT--I

Кд-Р “д kK-d

(1.51)

Уравнение (I. 51) показывает, что в общем случае скорость
роста зародыша (ц^) действительно определяется кинетикой всех
соизмеримых элементарных звеньев графитизации. Переходя
к анализу скоростей этих процессов, остановимся сначала н а
диффузии в условиях установившегося
массо перенос а, продолжающегося до того момента, когда
первая стадия графитизации будет завершена примерно на 50%.
Этому соответствует момент, когда аустенит, в котором растет
зародыш, еще равномерно окружен цементитом. Кинетика этого
процесса, как известно, определяется законом Фика и для случая
шаровой кристаллизации представляется | 79]

(1.52)

где R—г — путь диффузии (/? — радиус аустенитной сферы,
г — радиус графитного включения);

k — коэффициент пропорциональности, здесь и ниже так
обозначаемой независимо от его величины.

Окончательный вид последнего уравнения (I. 52) и его реше-
ние зависят от функции R. Если зародыш образуется в цемен-
тите или перлите, то значение R возрастает в процессе графи-
тизации пропорционально радиусу растущего графита (/? = kf).
Тогда уравнение (I. 52) представляется окончательно в виде

t,u,	(1.53)

откуда

г - k У т или	.

f	Yr

(1-54)
Эта параболическая зависимость (I. 54) известна в литературе
как закономерная для всякого стационарного процесса диффузии.
Действительно, легко видеть, 'что при образовании зародыша
в большом зерне аустенита R > г и мало изменяется в процессе
графитизации, так что в пределе можно принять R = const и
R—г — const и, преобразуя (I. 52), получить те же зависимости
(I. 53) и (1. 54) *.

Таким образом, элементарный процесс диффузии углерода опи-
сывается в течение первой половины первой стадии графитизации
при образовании графита, как в цементите, так и в крупных зер-
нах аустенита, уравнением (I. 54). В других же случаях и, в част-
ности, при зарождении на межфазных границах, как это большей
частью имеет место, показатель степени для диффузии в формуле
(I. 50) может немного отличаться от 0,5. При этом во всех случаях
скорость процесса уменьшается во времени.

В последующем этапе (во второй половине процесса графити-
зации) путь диффузии постепенно увеличивается вследствие
уменьшения контакта аустенита с цементитом и слияния зерен
аустенита. В связи с этим скорость диффузии еще больше сни-
жается. При завершении около 90% всей графитизации в первой
стадии процесса цементит полностью исчезает и диффузия при-
обретает нестационарный характер; она протекает при этом только
за счет пересыщения раствора (CE'S' >Ces)- В этом периоде,
следовательно, скорость процесса минимальная.

Кинетика другого элементарного процесса — растворе-
ния — может быть определена по изменению эффективной по-
верхности цементита, равной примерно внешней поверхности
окружающего графит — аустенита 1132] радиусом R

-- 4txR2vp - 4№а2цр - 4лг2™ ,
откуда

~ - fea2 const или г — kx,	(1.55)

где a — отношение R : г;

vp — скорость растворения, выраженная в граммах на еди-
ницу поверхности в единицу времени.

Это значит, что скорость процесса сохраняется постоянной.
Однако кинетика растворения является функцией расположения
зародыша графита и может поэтому в сильной степени колебаться.

* Применяя, как обычно, не совсем правильную формулу диффузии через
пластину и полагая при зародышевании в аустените R ~ const, Е. Пиасков-

I

скип [601 получает выражением т 3 . Легко видеть, что применение для сфери-
ческой диффузии формулы для пластины допустимо только при малом значе-
нии R — г, тогда R & г и поверхность диффузии 4л/?2 « 4лг2.
Принимая, например, расположение зародыша в большом зерне
аустенита, можно в пределе пренебречь изменением его размеров
в процессе графитизации (принять R = const) и тогда в конечном
итоге получить

r-^kx3 или— —-V.	(1.55а)

dr —

г 3

Значение показателя степени Ь в формуле (I. 50) может в этом
случае колебаться, следовательно, от V3 до 1,0. Таким образом,
процесс характеризуется постоянной или ниспадающей во вре-
мени скоростью.

В отношении диссоциации распространено мнение, что
реакция эта является мономолекулярной, следовательно, скорость
этого процесса пропорциональна количеству остающейся фазы
(неразложенного цементита)

vw = vduc = ~£-kCce ~ k (С« - Сгр),

где vduc — объемная скорость диссоциации, которая в данном
случае определяет скорость графитизации %;

G«i — исходное количество связанного углерода, из которого
после графитизации образуется включение графита
радиусом г (при постоянном количестве — зароды-
шей С°б — где ~ °6uiee количество углерода,
N — число зародышей).

После интегрирования получается

Сгр = kr* -- Сее [1 — ехр (— Лт)1;	(I. 56)

г - k П - exp (- или -g- - keXp(-kT) (I. 56а)
[1 —ехр (— Ат)]3

Скорость диссоциации, таким образом, уменьшается во времени,
от какого-то значения в начале процесса до нуля в конце его.
Для более точного учета кинетики этого процесса необходимо при-
нять во внимание еще скорость диффузии углерода в цементите
[88; 101 ], однако этот вопрос еще недостаточно разработан.

Совсем просто и притом одназначно решается вопрос о кинетике
к р и с т а л л и з а ц и и, которая протекает с постоянной ли-
нейной скоростью, из чего следует

k или г kx.	(I. 57)

Наконец, в качестве последнего элементарного процесса сле-
дует рассмотреть образование деформаций (е),
происходящее обычно по законам ползучести. Как видно из рис. 30,
75
соответствующие кривые, по крайней мере в первом периоде про-
цесса, имеют выпуклый характер. Они ориентировочно описы-
ваются уравнением

г ~ АхВх3 или--л Д |--А-,	(1.58)

откуда следует, что скорость этого процесса, как и скорость диф-
фузии, в противоположность кристаллизации и отчасти растворе-
нию, понижается во времени. Именно такой характер всегда

Продолжительность, ч

Рис. 30. Кривые ползучести разных
чугунов при разных напряжениях (а):

/ — ФКЧ; а = 8 кГ/^.ч1; 2 — ПФКЧ.
ст= 8 кГ/.ил1; ПФКЧ. а = 6.5 к/’/лсл»:
4 — ФКЧ. а = 6.5 лТ/лгч2; .5 - ПВЧ,
<j -= 8 кГ/мм*, 6 — ФВЧ. а - 8 кГ/мм*
7 — ПВЧ, о -=6.5 кГ/мм* 8 - ФВЧ.
а — 6.5 кГ/мм- (Ф — ферритный, 11 —
перлитный. КЧ — ковкий чугун. В Ч —вы-
сокопрочный чугун)

имеют экспериментальные ки-
нетические кривые графитиза-
ции, что свидетельствует о ве-
дущей роли диффузии углерода,
на которую, как известно 179]
большое влияние оказывает
также напряженное состояние
матрицы, вызванное образова-
нием деформации. По этой при-
чине процессы диффузии и обра-
зования деформаций должны,
по существу, рассматриваться
совместно. Указанный харак-
тер кинетических кривых изме-.
нения размеров графитных
включений подтверждается, на-
пример, данными Оуэна и Вил-
кока (рис. 31, а), свидетельст-
вующими о ниспадающей во
времени скорости процесса
[1631. Однако характер кри-
вых может зависеть и от ме-

тода обработки. И, действительно, те же данные (рис. 31, б)
Бурке 11321 представил в виде двухступенчатой зависимости:
начальной параболической кривой и последующего прямблиней-
ного участка. Такой вид этих кривых подтверждается также
С. А. Федоровой па рис. 31, в [71 1 но экспериментам с отжигом
чугуна с шаровидным графитом в области ниже критической.
Подобную кинетику роста объясняют часто тем, что вначале
процесс лимитируется диффузией углерода, а потом раство-
рением.* Большое значение растворению придает также Вит-

* При малом числе зародышей узким звеном должна быть преимущественно
диффузия, так как путь диффузии в этом случае большой; при грубом цементите
и большом числе зародышей узким звеном становится преимущественно раство-
рение. В самом начале процесса можно заметить небольшой прямолинейный
участок, свидетельствующий о ведущей в этом периоде роли кристаллизации.
76
мозер 11741, полагающий, что благоприятное влияние кремния
определяется ускорением растворения цементита. Таким образом,
можно полагать, что главным лимитирующим звеном графитизации
в твердом состоянии является диффузия углерода, реже — рас-
творение. Однако зависимости эти редко проявляются в чистом
виде, так как одновременно оказывают влияние и другие процессы,
характеризующиеся соизмеримыми скоростями.

Очевидно, что анализ процесса графитизации в целом не может
дан, лучшего и более однозначного решения. Сочетая (I. 49)

а)

О 2 Ч 6 6 10 £ f(i ffi ?0
Продолжительность

Продолжительность, мин

Рис. 31. Скорость роста графитных
включений во время отжига белого
чугуна: а — по Оуэну и Вилкоку;
б— то же, но в интерпретации
Бурке;/? — по С. А. Федоровой

и (I. 50), можно на основе (I. 28) представить кинетику изотерми-
ческой графитизации в виде:

W = 1 — exp (— kx°+*>),	(J. 59)

что весьма близко к полуэмпирической формуле Оуэна и Бурке
№ = 1— ехр(— kxn)	(1.60)

и несколько отличается от такой же формулы Ферри [139 ]

-^=-.kxm^kxa+zb>	(1.61)

где W — доля завершенного процесса.*

Критикуя эти формулы, Е. Пиасковский [60] показал, что
значения показателей степени п и т колеблются в больших
пределах (1,5—4,0).

♦ Формула (I. 60) выведена на основе предположения, что скорость процесса
dW

пропорциональна количеству остающегося цементита, т. е. — k (1 — И7)-
Формула же (1.61) принимает более интенсивное падение скорости графитиза-
ции и предполагает = k (1 — U7)2.
Все же эксперименты и расчеты и показали, что все приведен-
ные выше формулы, в том числе и предложенные самим автором,
дают сравнительно близкие результаты (рис. 32). Однако эти
сложные зависимости не могут внести ясность в представление
о характере лимитирующего звена. То же можно сказать о методе
сопоставления величин энергии активации (Q) по известной фор-
муле

FДехр(--^г) или IgF-lg^-^. (1.62)

Так, например, сравнительно недавно были найдены следующие
значения энергии активации в чистых Fe—С сплавах соответ-

Рис. 32. Сопоставление результатов расчетов (кривые) и экспериментальных
данных (точки) по кинетике графитизации белого чугуна при 900° С:

/ — по формуле (I. 60); 2 — по формуле (I. 61). 3 — по формуле Е. Пиасковского (а —
инкубационный период, IF = 0.0; Ь — стационарный процесс до 50% завершения гра-
фитизации — В7 — kx; с — последний этап. IF — I — ехр (Лт)

ственно для зародышевания, линейной скорости роста и графити-
зации в целом: 118, 235 и 148 ккал!моль. Так как эти значения
превосходят энергию активации коэффициентов диффузии не
только углерода (— 32 ккал/моль), но и железа (— 70 ккал!моль),
то автор [127] сделал вывод, что контролирующим процессом
графитизации является не диффузия, а растворение или кристал-
лизация, с чем, однако, нельзя согласиться, так как энергия акти-
вации вряд ли может служить надежным основанием для анализа
механизма графитизации. Причина этого лежит не только в его
недостаточной точности, в особенности для систем с большим
изменением растворимости [17], но также в том, что графитиза-
ция является сложным процессом и зависимость ее скорости от
температуры определяется не только энергией активации коэффи-
циента диффузии, но и изменением градиента концентрации и
78
числа зародышей, нс говоря уже о влиянии на энергию активации
(кроме диффузии) элементарных процессов |80 ].

Более обещающими поэтому казались попытки сопоставления
экспериментальной продолжительности графитизации с расчетной
по какой-то принятой модели, например на базе диффузии угле-
рода, как лимитирующего процесса III; 17]. Эти расчеты показы-
вают более или менее удовлетворительные результаты, однако
они могут оспариваться из-за произвольности выбора исходных дан-
ных. Таким образом, наиболее эффективным методом определе-
ния узкого звена графитизации является кинетик^^о^тд.^цщфи1-
ного шарового включения. Из этих исследований, как было указано,
можно заключить, что скорость графитизации в твердом состоя-
нии определяется одновременно несколькими элементарными про-
цессами, однако главную роль обычно играют диффузия и рас-
творение, углерода.

Значительно проще закономерности процесса графитизации
из жидкого раствора. В этом случае сосуществуют только два
элементарных процесса—диффузия и крист^лЛуи.здция>* из ко-
торых лимитирующим обычно является последний, так как диф-
фузия благодаря конвекции осуществляется с большой скоростью.
Однако в некоторых случаях, когда рост графита происходит
в окружении аустенитной оболочки, скорость диффузии умень-
шается и она может стать лимитирующим звеном.

16.	Формообразование графита

Форма графита является важнейшей характеристикой с точки
зрения влияния на механические и другие свойства чугуна.
Основные формы графита: пластинчатая в сером чугуне, гнездо-
образная или хлопьевидная в ковком чугуне (так называемый
углерод отжига) и шаровидная в высокопрочном чугуне или в ков-
ком чугуне при высоком отношении S : Мп. Однако реальные
формы графита значительно разнообразнее. Так, например, пла-
стинки графита могут быть прямыми и в разной степени изогну-
тыми, углерод отжига — различно разветвленным, шаровидный
графит — с разной огранкой и в разной степени компактным
(рис. 33, а). Если же рассматривать графит как единый эвтектиче7
ский агрегат, кристаллизующийся в эвтектическом зерне, то форма
его окажется зависимой и от распределения отдельных включений
(рис. 33, б), а следовательно, будет еще сложнее и многообразнее.
В этом смысле, например, междендритный графит отличен не
только по распределению, по п по форме от пластинчатого неориен-
тированного. Точно так же разнятся по форме в этом смысле
агрегаты, отличающиеся величиной пластинок графита. Если,

* Процессы диссоциации и растворения здесь отсутствуют, сопротивление же
кристаллизующейся (жидкой) среды не может играть существенной роли.
I

Рис. 33. Форма (а) и распределение (б) графита по проекту между на
родного стандарта
кроме того, учесть еще наличие разного рода анормальных форм
графита (рис. 34), то станет очевидно насколько многообразны
явления графитизации и с какими трудностями связано создание
правильной и всеобъемлющей теории формообразования графита.
Создание такой теории усложняется еще тем обстоятельством,
что почти цсе^у_казанпые_фррмы графита могут быть получены
как в процессе кристаллизации, так и в процессе отжига. Вполне

Рис. 34. Анормальные формы графита: а—веерообразная; б — звездо-
образная; в — фильмовая; г — видманштетовая; д — сетчатая; е —
шнуровая

понятно поэтому наличие большого количества гипотез, пытаю-
щихся объяснить механизм формообразования графита. Подроб-
ный обзор их дан в ряде работ 19; 28; 81; 164; 165].

Эти гипотезы, как видно из схемы 3, могут быть разбиты на 3
основные группы, объясняющие фор мообр азо ва н иёграфйта либо
природой, хГрбением или формой зародышей, либо воздействием
чисто механических факторов1 либо, наконец, соотношением ско-
^росТей?П^бста Граней графита. Анализируя эту классификацию,
следует прежде всего отметить большую группу гипотез, основан-
ных на связи между природой, строением и формой зародышей
и формой образующихся в результате роста этих зародышей
кристаллов. Так, например, некоторые исследователи считают, что
включения, кристаллизующиеся в кубической системе (MgS,

6 Н. Г. Гиршович 707	81
Схема 3

Mg3N2, Mg2Si, MgO), способствуют образованию шаровидного
графита, в то время как включения гексагонального или другого
строения (SiO2, SiO, SiC), служат зародышами дл51 пластинчатого
графита, хотя обе формы графита характеризуются одним и тем
же строением кристаллической решетки. Эти взгляды имеют не-
которые экспериментальные подтверждения. Так, например,
в пластинчатом графите обнаружены твердые включения с содер-
жанием 70% Si, соответствующие по составу карбиду кремния
SiC[134]. Такое влияние кремнистых соединений кремния подтвер-
ждено также японскими исследователями [59], показавшими, что
наличие SiO2 в металле или соприкосновение с кремнеземистым
материалом вызывает образование пластинчатого графита в Ni—С
сплавах в то время как в случае отсутствия SiO2 шаровидный
графит образуется даже при модифицировании ферросилицием.
Большое влияние кремнезема на 'форму графита подтверждается
также другими данными [161 ], приведенными в табл. 2.

Небезынтересно отметить, что, согласно исследованиям Е. Пиа-
сковского [1661, едв^^аметиые шаровидные включения, получен-
ные путем присадки ^чень малых количеств магния к белому
чугуну, растуттгри. отжиге как глобулй, в то время как в отсут-
ствие этих включений графит (прй той же присадке магния) растет
в характерной для ковкого чугуна форме. Кроме того, уже давно
известно, что при наличии пластинчатого графита в ковком чу-
гуне до отжига он продолжает кристаллизоваться в процессе
отжига в той же форме. Все это служит подтверждением указан-
82
пых гипотез. Вместе с тем против них говорит ряд фактов. Так,
например, шаровидный графит образуется при присадке Mg тем

легче, чем меньше содержание серы в чугуне, в то время как с точки
зрения зародышевого действия сульфидов, в частности MgS, должна

быть обратная зависимость. Кроме того, гипотезы, пытающиеся
увязать форму графита с природой или формой зародышей и по-

лостей, не в состоянии объяс-
нить влияние температуры, ско-
рости охлаждения и многих
других факторов на форму гра-
фита. Главнее же заключается
в том, что нет достаточных осно-
ваний обязательно увязывать
форму зародыша с формой кри-
сталлов, если кристаллизация
продвигается достаточно да-
леко. Известно, что. „искусствен-
но округленные кристаллылри
своем росте в дальнейшем
вновь принимают правильную
огранку, в частности, шар из
квасцов в насыщенном рас-
творе превращается в октаэдр
1100], так как при росте заро-
дыша форма кристаллита вслед-
ciBiip aiiiBOTpoiinocTH становит-
ся iiocienciuio идиоморфной.

Таблица 2

Влияние наличия кремнезема
в чугуне на форму графита

Тип графита	Относительное количество графита в %		
	SiO, принято за 100% (исходное состояние)	SiOa=50% (после экстракции до  1360е С)	SiO2~2% (после экстракции до  1630° С)
Неориенти- рованный	100	—	—
Переходной формы	—	50	—
Междендр НТ- ный	—	50	100

Кроме того, имеются основания

считать, что зародыши вследствие большого влияния поверх-

ностного натяжения при малых размерах всегда имеют шаровид-
ную форму [491. Поэтому нельзя согласиться с утверждениями,
что форма включений полостей, пузырей или любых других пе-
силошностей во всех случаях определяет форму графита. Оче-
видно, что это возможно только в том случае, когда включение
покрывается небольшим слоем графита, а полости сравнительно
велики по размерам и заполняются графитом незадолго до конца
процесса. Вместе с тем нельзя забывать и то обстоятельство, что
между зародышем и графитом должна быть определенная связь
и соответствие, иначе не будет возможна припасовка соответствую-
щих плоскостей, включение не будет активным и не будет, следо-
вательно, зародышем. Поэтому рассматриваемым гипотезам
нельзя придавать излишне большое значение, так как механизм
формообразования в большинстве случаев, по-видимому, другой.

Вторая группа гипотез рассматривает форму графита, как
результат воздействия каких-либо физических сил, к которым
в первую очередь относятся си^ь£]^ерхност11ОП)1щтяжешш^Он11
опираются на многочисленные исследования, особенно на работу

6*

83
Б. _С..,Л1ильмана_139; 1071, показавшего как и ряд других иссле-
дователей 19 ], что при присадке Mg, Се и других глобулизирую-
щих элементов поверхностное, натяжение, повышается до уровня
1500—1600 дан/сж^против примерно 1б0О'^«Tcii), причем при-
нимается полная корреляция между поверхностным и межфазным
натяжениями, хотя вряд ли это возможно. При этом факторы,
препятствующие образованию шаровидного графита, в частности,
добавки деглобулизирующих элементов (Pb, Sb и др.) или вы-
держка и перегрев металла после присадки магния понижают
поверхностное натяжение чугуна до уровня, при котором обра-

Рис. 35. Влияние магния (а), серы и кислорода (б) на поверх-
ностное натяжение чугуна:

/ — по К. И. Ващенко и А. П. Рудому [43 ]; 2 — по Д. Полю,
Е. Русу и Е. Шайлю [55]; 3 и 4 — по Б. С. Мильману [107]

зуется пластинчатый графит. Такое влияние глобулизирующих
элементов на поверхностное натяжение трактуется обычно как
следствие удаления поверхностно-активных газов и серы (рис. 35,6).
Поэтому поверхностное натяжение сначала повышается при
присадке магния, а потом падает (рис. 35, а), так как свободный
магний, остающийся после связывания газов и серы, оказывается
поверхностно-активным элементом, понижающим поверхностное
натяжение, хотя удельное влияние его в этом отношении значи-
тельно меньше, чем серы.

Однако другие дегазирующие и обессеривающие элементы,
например алюминии, повышая поверхностное натяжение чугуна,
}ювсе^не способствует или, как ~ кальций/далёко не всегда спо-
собствуют образованию ^иаровидного графита в чугуне. Таким
образом, одного'высбкого поверхностного натяжения оказывается
недостаточно для кристаллизации графита в шаровидной форме.
Поэтому Б. С. Мильман, считает необходимым наличие, кроме
этого условия, еще и из^стного^пер^хда^кде^шя.

Оценка поверхностного натяжения как основного энергети-
ческого фактора формообразования графита встречается часто.
84
Так, например, Гейлепберг 1141], исходя из общего выражения
измерения энергии при кристаллизации (I. 21) и из того, что
удельная поверхность на единицу объема у пластинчатого графита
больше, чем у шаровидного, доказывает, ~что при малых значениях
межфазного натяжеуия термодицамически“'выгодпей образование
_дластЦнчатого графита. а при больших — шаровидного. По
произведенным расчетам таким критическим значением межфаз-
ного натяжения является 1170 дин/см. Точно также и другие иссле-
дователи [159] считают возможным образование шаровидного
графита только в случае определенного соотношения в значениях
межфазного натяжения между графитом, аустенитом и жидким
раствором, а по Л. Л. Кунину [81 ] для этого необходимо отсутствие
смачивания, т. е. краевой угол а — 180°. * На первый взгляд
в полном соответствии с этими положениями находится установ-
ленный П. И. Степиным, Н. И. Клочневым, К. В. Горевым и
зарубежными исследователями [159] факт образования пластин-
чатого графита при избытке глобулизирующих элементов, когда
поверхностное натяжение снижается («перемодифицирование»), что
может быть объяснено адсорбцией магния на всех гранях кри-
сталла. В то же время следует отметить, что теории поверхност-
ного натяжения как определяющего фактора формообразования
игнорируют то обстоятельство, что шаровидный графит отличается
от пластинчатого не только по форме, но и по текстуре. Кроме
того, известно, что сера, понижающая поверхностное натяжение,
все же способствует образованию шаровидного графита при терми-
ческой обработке белого чугуна (при высоком отношении S : Мп).
Исследования автора, проведенные совместно с М. П. Симанов-
ским, подтвердили, что то же явление наблюдается.и в сером чу-
гуне. Интересно также отметить, что А. Витмозер получил чугун
с шаровидным графитом путем присадки алюминия и серы. Более
того, исследования К. И. Ващенко совместно с А. П. Рудым, а за-
тем и с К. К. Косняку показывают, что максимум поверхностного
натяжения (рис. 35, а) соответствует, примерно, 0,01 % Mg, при
котором графит вовсе не выделяется в шаровидной форме. Хотя
по другим исследованиям (кривая 2 па рис. 35, а) максимум по-
верхностного натяжения соответствует более высокому содержа-
нию магния, они также свидетельствуют о том, что межфазное
натяжение нельзя считать определяющим фактором формообра-
зования.

Наконец, нельзя признать как обоснованную и последнюю
гипотезу в ряду рассматриваемой группы, по которой форма гра-
фита определяется характером и сопротивлением среды. С этой
точки зрения необъяснимо, например, почему спель кристалли-

* В действительности для магниевого чугуна 90°<^а<^ 180°, т. е. имеется
небольшое отрицательное [159], а по другим исследованиям [157] даже поло-
жительное смачивание.
'зуется в пластинчатой форме в идеальной изотропной жидкой
среде обычного чугуна и в шаровидной форме или присадке магния
или других элементов. Вместе с тем сопротивление среды может
ряде случаев .оказать большое влияние.на форму кристалли-
зующегося графита. Так, например, оно может значительно умень-
шить скорость роста быстро растущих призматических граней
графита, вследствие чего разница в скоростях роста уменьшается
и графит приобретает более компактную и округлую форму. Этим
и объясняется то, что др и кристаллизации в твердом состоянии
(при отжиге белого чугуна) образуется не пластинчатый, а хлопье-
видный или шаровидный графит. При этом вследствие анизотроп-
ности среды и наличия границ зёрен, а также неполного равенства
скоростей роста граней, графит может принимать различную форму
и включения получаются в разной степени разветвленными. Рднако^
очевидно, что сопротивление среды как, по-видимому, и межфаз-j
ное натяжение, проявляют при этом свое влияние не непосред-»
ственно, а через изменение скоростей роста.

В этом отношении интересен вопрос об идиоморфной форме
графита. Известно, что при достаточно высоких температурах
и давлениях меняется не только форма роста графита, но и его
внутреннее строение, и графит переходит даже в алмазную форму.
В обычных же условиях равновесной формой, по-видимому,
является пластинчатая, что объясняется его слоистой структурой,
отличающейся большой анизотропией. Так, например, расчет
величины поверхностного натяжения вдоль и перпендикулярно
базисной плоскости решетки графита дал следующие значения
[165]: на плоскости параллельной базису — 562 эрг/см2 или
дин/см\ на плоскости перпендикулярной базису — 4330 эрг/см2
или дин/см, что соответствует коэффициенту анизотропии в 7,7.
Это приводит к разным скоростям роста в разных направлениях,
в данном случае — к преимущественному росту вдоль базиса и
следовательно, к развитию наиболее плотно упакованных плоско-
стей с наименьшей поверхностной энергией. При этом пластинки
первичного графита большей частью разветвлены, что является
следствием его дсндриторбразного роста/ обусловленного кон-
-центращюнным переохлаждением в пограничттом^ слое у фронта
кристаллизации вследствие резкого понижения концентрации
углерода в жидком расплаве при выделении высокоуглеродистой
фазы — графита. Таким образом, в обычных условиях идиоморф-
ной формой графита является, по-видимому, пластинчатая, хотя
некоторые исследователи, в частности Д. П. Иванов, придержи-
ваются противоположной точки зрения.

Из всего вышеуказанного следует, что_наибрлее обоснованными
являются гипотезы третьей группы (схемы 3), объясняющие формо-
образование с точки зрения разных скоростей роста отдельных
граней графита, которые определяются как внутренним строением
и анизотропностью графита, так и влиянием внешних условий.
86
Едва ли не самую большую роль в этом отношении играют
примеси, незначительные концентрации которых могут резко
изменить огранку кристаллов [100]. И действительно, примеси
оказывают большое влияние на форму графита: Mg. Се, Th и др.,
а в некоторых случаях Са и даже S (в больших концентрациях)
способствуют образованию шаровидного графита; Pb, Bi, Al, Ti,
Н2 и S (в средних концентрациях), наоборот, благоприятствуют
кристаллизации графита в пластинчатой форме; Те и его комбина-
ции с церием способствуют образованию компактного и притом
разветвленного графита, напоминающего углерод отжига ковкого
чугуна, в особенности при низком содержании С, Si и S. При этом
механизм влияния примесей весьма разнообразен: они могут
механически внедряться в решетку графита [НО] или избира-
тельно адсорбироваться на гранях графита, соответственно изме-
няя их скорость роста; * они могут так же, как показал А. Г. Спас-
ский [39 ], отталкиваться к границам растущего кристалла и, обра-
зуя своеобразный барьер, тем самым уменьшать скорость роста
всего кристалла или колонии в целом. Во всех случаях при этом
примеси оказывают различное влияние на скорость роста отдель-
ных граней кристалла, изменяя его форму. Даже при изменении
общей скорости роста кристалла, например при образовании
барьера, это сказывается прежде всего на той грани, которая
растет с наибольшей скоростью; ее скорость постепенно умень-
шается и выравнивается со скоростями роста других граней, пока,
наконец, лимитирующим фактором не становится диффузия угле-
рода через барьер примесей. В последнем случае форма графита
уже определяется только соотношением скоростей доставки атомов
углерода с разных сторон, кристаллы становятся аллотриоморф-
ными. Такое действие примесей основано, вероятно, на внедрении
в решетку растворителя или адсорбции, в связи с чем происходит
изменение межфазного натяжения и скоростей роста граней.
Экспериментальным подтверждением этого могут служить иссле-
дования распределения глобулизирующих элементов между мат-
рицей и графитом. К сожалению, они весьма противоречивы [98;
105] и обнаруживают то равномерное распределение элементов по
объему металла, то преимущественную концентрацию в матрице,
карбидах или в графите. Э. П. Рикман [431, например, нашла:

В микрообъеме	шаровидного графита................0,051%	Mg

»	»	металлической матрицы.............. 0,023%	Mg

»	»	пластинчатого графита..............0,019?^	Mg

* Механизм этого влияния мало изучен; возможно, что модифицирующие
элементы увеличивают плотность дислокации и тем ускоряют рост в направле-
нии, перпендикулярном к базисной плоскости.

Однако продолжительность процесса при этом не меняется, так как при
реальной кристаллизации уменьшение скорости роста компенсируется увели-
чением переохлаждения и числа зародышей.
С другой стороны» Л. Е. Кривошеев и др. [98] обнаружили
примерно одинаковое содержание церия в феррите и графите.
Л1ожно предположить, что распределение примесей зависит от
их концентраций, структуры чугуна и других факторов и поэтому
может значительно изменяться. Во всяком случае несомненно,
что глобулизирующие элементы, в частности магний, растворяются,
хотя и в малой степени, в матрице, как это следует из опытов
Ф. Н. Тавадзе и М. А. Эссена [117], а затем П. И. Степина [115],
доказавших возможность округления пластинчатого графита при
диффузионной обработке твердого чугуна магнием под повышен-
ным давлением. В то же время эти элементы растворяются и
в графите, причем превалирует мнение, что они распределяются
в графите объемно, располагаясь между его слоями. *

Таким образом, глобулизирующие примеси, находясь в гра-
фите, тормозят его рост в направлении базиса и способствуют его
росту в перпендикулярном направлении. Сравнивая различные
выделения графита (рис. 33), можно думать, что шаровидные вклю-
чения-в общем растут аналогично розеточным с той только раз-
ницей, что вследствие большего поперечного или меньшего про-
дольного роста аустенит выклинивается между элементарными
кристаллами, вследствие чего он начинает кристаллизоваться
по периферии включения, образуя оторочку вокруг графита. Нали-
чие последней приводит к тому, что атомы углерода в дальнейшем
поступают только путем диффузии через эту оторочку, вследствие
чего кристаллизация графита происходит в шаровидной форме.
Этому в значительной мере способствует, кроме примесей, большая
скорость охлаждения. И действительно, в ряде случаев, как в Fe—
С, так и, особенно, в Ni—С и Со—С сплавах бывает иногда до-
вольно одного переохлаждения без присадки глобулизирующих
элементов для получения шаровидного графита. Это дало основа-
ние И. Чикелю [391 и другим [1531 предложить схемы, представ-
ляющие форму графита как функцию переохлаждения, а Витмо-
зеру и Гудремону [1751 — трактовать влияние примесей, как
перемещение допустимой области переохлаждения. Однако боль-
шое переохлаждение вовсе не является всегда обязательным
условием получения шаровидного графита. Как видно из рис. 36
[85], переохлаждение и кристаллизация в интервале температур
с образованием шаровидного графита наблюдается в Ni—С спла-
вах только в присутствии Mg. В остальных случаях вне зависи-
мости от формы графита заметного переохлаждения не наблю-
дается, и кривая охлаждения имеет горизонтальную площадку
в периоде кристаллизации. Все это подтверждает положение, что_

* По последним исследованиям Ю. Н. Тарана и др., церий концентрируется
в графите главным образом в центральном ядре. В дальнейшем после образования
аустенитной оболочки графит продолжает уже расти как шаровое включение
вследствие уменьшения скорости диффузии без влияния церия («Литейное
производство», 1965, № 10).
скорма графита определяется соотношением скоростей роста гра-
а межфазное натяжеггиё, примеси, переохлаждение и сопро-
тивление среды являются только факторами, оказывающими то
или иное влияние на эти скорости роста.

На основе всего вышеуказанного можно следующим образом
представить механизм образования разных форм графита. Вне
зависимости от характера распределения (неориентированный,
розеточный, междендритный) пластинчатый графит, по-видимому,
является идиоморфным образованием, состоящим из гексагональ-
ных слоев (пакетов), выросших главным образом вдоль базисных
плоскостей. Такую форму приобретает поэтому графит не только

Рис. 36. Кривые охлаждения Ni—С сплавов с разными формами графита и с раз-
ной присадкой магния и серы:

/ — исходный силан с шаровидным графитом. S — 0,002; 2 — сплав со смешанным гра-
фитом, добавлено 0,007% S; 3 — сплав с пластинчатым графитом, добавлено 0,1% S;

4 — сплав с шаровидным графитом, добавлено 0.3% Mg; 5 — сплав с шаровидным гра-
фитом, добавлено 0,6% Mg

в процессе эвтектического превращения, но и в жидкой однородной
среде. Однако при эвтектическом превращении образованию этого
графита благоприятствует также анизотропность диффузии (диф-
фузия в радиальном направлении через жидкость протекает бы-
стрее, чем в поперечном через аустенит). При этом наиболее*
общей и естественной формой графитного агрегата является!
розеточная, четкость которой зависит от степени развития вели-
чины переохлаждения, скорости роста и места сечения агрегата
шлифом. Каждая розетка обычно соответствует отдельному эвтек-
тическому зерну и вырастает из соответствующего зародыша, хотя,
как показано в последнее время [61], возможна и самостоятель-
ная кристаллизация несвязанных пластинок. Количество пласти-
нок в эвтектической колонии и их разветвленность возрастают так
же, как при кристаллизации дендритов, с увеличением скорости
охлаждения и линейной скорости роста графита. В соответствии
с (I. 37а) установлена поэтому на основании некоторых экспе-
риментов [164] обратная зависимость между величиной эвтекти-
ческого зерена и размером пластинок графита (рис. 37), поскольку

* К этой точке зрения склоняются в последнее время и другие исследова-
тели [65, 105; ПО].
при прочих равных условиях скорость роста графита должна
быть тем меньше, чем меньше зародышей и размер эвтектического
зерна. Однако это наблюдается далеко не всегда; очень часто имеет
место одновременное размельчение как эвтектического зерна,

Переохлаждение, °C

Рис. 37. Влияние переохлаждения (а) и числа эвтектических зерен (б) на величину
графитных пластинок в чугуне: о — быстрое охлаждение; Л — медленное
охлаждение

так и пластинок графита. Такая двойственность происходит по-
тому, что измельчение зерна возможно либо при увеличении
скорости охлаждения — и тогда графит тоже измельчается, либо
при модифицировании — и тогда графит укрупняется и меньше

Рис. 38. Области образования графита разных типов па
структурной диаграмме:

/ — белый чугун; На — половинчатый чугун; II — серый чугун

разветвляется. Последняя зависимость, вероятно, возможна также
при образовании в зерне несвязанных пластинок графита.

Компактные и, в частности, шаровидные формы графита, в про-
тивоположность пластинчатым, кристаллизуются из самостоя-
тельных центров. В ряде случаев этот графит образуется в резуль-
тате распада карбидов. Такой процесс бесспорно имеет место при
термической обработке белого чугуна и образовании углерода
отжига. Однако он возможен и в процессе кристаллизации, осо-
бенно при низком содержании углерода и кремния, т. е. при со-
90
ставах близких к предельным твердым растворам, когда, как это
видно из рис. 38 [153], легко образуется анормальный графит.
Механизм его образования мало изучен, однако можно пред-
полагать, что некоторые из этих форм (рис. 34, а, б, г) образуются
под влиянием примесей, изменяющих условия роста графита, дру-
гие (рис. 34, в) — в результате распада карбидов.

17.	Общее уравнение графитизации

Для обеспечения графитизации чугуна в процессе кристалли-
зации необходим учет всех действующих факторов, анализ кото-
рых возможен только на основе общего уравнения процесса.

Прямое выделение графита из жидкого раствора уверенно про-
исходит только тогда, когда эвтектическая кристаллизация по
графитной системе протекает в интервале между температурами
стабильного Тст и метастабильного Тмет превращения. Таким
образом, максимально возможное переохлаждение в этом случае
составляет

- Тст Тмепг	(1.63)

При большем же переохлаждении, т. е. в области ниже Тмет
эвтектическая кристаллизация может уже полностью или частично
протекать с образованием мстастабнльных фаз, зародыши которых
в этих условиях образуются и растут скорее, чем зародыши гра-
фита *.

Следует при этом только подчеркнуть, что в отличие от равно-
весных эвтектических температур значения Тст и Тмет в выраже-
нии (I. 63) относятся к реальным условиям и, следовательно,
могут меняться в зависимости от скорости охлаждения (рис. 39, а).

Указанное условие кристаллизации стабильной эвтектики
в интервале Тст — Тмет требует, как следует из рис. 20, чтобы
скорость выделения тепла кристаллизации в некоторый момент
до достижения температуры Тмет или, в крайнем случае, при ее
достижении стала равна или была больше скорости теплоотвода.

Нарастание скорости объемной кристаллизации, естественно
происходит в течение всего периода пребывания металла в ин-
тервале Тст—Тмегп. При этом постепенно возрастает переохлаж-
дение и увеличиваются параметры кристаллизации эвтектики п
и v, а Значит, и комплекс nv3, характеризующий скорость объемной
кристаллизации v^. Однако вследствие неизвестности функции
vw “ Ф (nv3) = f (ДТ) вполне возможно для облегчения рас-
чета заменить реальный процесс гипотетическим, при котором

* Если зародыши графита образованы в достаточном количестве в интер-
вале Тсп1 — Тме1П, то они могут расти и в области ниже Тмет, но вместе с тем
в этих условиях может образоваться и метастабильная фаза.
параметры кристаллизации являются какими-то средними, но
постоянными и независимыми от времени и переохлаждения.
Исходя из таких усредненных значений N и v и применив для
расчета скорости шаровой кристаллизации, а следовательно, и
соответствующего количества тепла, формулу (I. 31), можно
получить

vw^q 4nNv3x2RLy.	(1.64)

С другой стороны, скорость отвода тепла формой выражается
к рассматриваемому моменту 4- т (рис. 39, б) согласно (I. 14)

Рис. 39. Схема возможного протекания эвтектического превра-
щения по стабильной системе: а — влияние скорости охлажде-
ния на интервал Тст—Тмет\ б — кривая охлаждения, соот-
ветствующая возможному процессу графитизации4 при эвтекти-
ческом превращении

и, следовательно, условие прямой эвтектической кристаллизации
по графитной системе определяется неравенством

4nNv3r2RLy >	•	(1.66)

г { ЛК )

Определение значений т и хж И т возможно по формуле (I. 19),
если принять во внимание, что до интервала Тсп'—Тмет должна
выделиться физическая теплота жидкого металла и теплота кри-
сталлизации первичного аустенита (Л). Тогда после преобразова-
ний получится

/ Rcy \б jy “з L То — Т мет / Тст	мет \2 Г Тст ।

\ Ьф / cQKp QKp \ QKp ) L ®кр

+ Тм'"е~ Тс~ + А ЧЧ2 > •	(L67)

Z	tiKp	CVKp J л
где ( V Nv3 — безразмерный критерий продолжительности

\ Оф /

затвердевания и параметров кристаллизации
(чем больше значение критерия, тем меньше
переохлаждение);

L

----критерии теплоты кристаллизации;

Т0 -°

—— — критерии перегрева при заливке;

Г стп — * мет	°	*

- -Q—— критерии интервала между температурами
“кр

стабильной и метастабильной кристаллиза-
ции.

Полученное выражение показывает, что склонность к прямой
эвтектической кристаллизации по графитной системе зависит

от многих переменных и, следовательно, механизм влияния раз-
ных факторов на графитизацию чугуна в процессе кристаллизации^
может быть различным. Однако, как то следует из (I. 67), основ*
ное влияние оказывают скорость охлаждения (продолжительность
затвердевания), параметры кристаллизации и интервал Тст — Тмет.

Глава IV

ФОРМИРОВАНИЕ И ОЦЕНКА СТРУКТУРЫ ЧУГУНА

Чугун отличается большим разнообразием процессов кристал-
лизации и перекристаллизации, а следовательно, и образующихся
при этом структур. Это обусловливается двойственным характе-
ром диаграммы состояний Fe—С сплавов и наличием эвтектиче-
ского и эвтектоидного превращений как в стабильном, так и в ме-
тастабильном вариантах системы. Особенно умножились и услож-
нились процессы кристаллизации и оценка структуры с появле-
нием в последнее время чугуна с шаровидным графитом.

18.	Кристаллизация первичных фаз

В зависимости от состава и характера кристаллизации чугуна
первичными фазами его могут быть аустенит в случае доэвтекти-
ческого состава и цементит или графит (пластинчатый или шаро-
видный) — в случае заэвтектического. Первичные фазы кристал-
лизуются непосредственно из пересыщенных жидких растворов,
следовательно, в условиях сравнительно большой скорости кон-
вективной диффузии и малого сопротивления среды, что создает
благоприятные условия для их свободного развития (рис. 40).

Первичный аустенит лучше всего выявляется в белом чугуне,
где он ясно отделим от эвтектики и эвтектического аустенита

93
(рис. 40, а), но его можно также обнаружить в сером и высоко-
прочном чугуне. В процессе кристаллизации жидкий расплав
на фронте кристаллизации обогащается углеродом, одновременно
происходит диффузионный перенос углерода как в жидкости, так
и в направлении кристаллов аустенита. Вследствие этого средняя

Рис. 40. Первичные фазы в чугунах: а —’’первичный аустенит (X 100); б — пер-
вичный цементит (X 100); в — пластинчатый графит (X 100); г — первичный
шаровидный графит (Х300)

концентрация углерода постепенно повышается в процессе кри-
сталлизации. Однако в реальных условиях выравнивание состава
происходит не до конца. Благодаря этому на фронте кристалли-
зации имеет место не только термическое, но и концентрационное
переохлаждение и кристаллизация соответственно протекает при
более низких температурах. По этой же причине в аустените
развивается «прямая» внутрикристаллическая (дендритная) ликва-
ция углерода и уменьшается несколько количество первичной
фазы по сравнению с равновесной системой. Однако вследствие
большой скорости диффузии углерода эти процессы ограничены.

Аустенит кристаллизуется обычно в форме дендритов, характер
которых сохраняется, несмотря на последующие процессы пере-
94
кристаллизации. Каждый дендрит является монокристаллом,
растет из своего центра, поэтому количество, а следовательно,
и размеры дендритов определяются числом зародышей, которое,
в свою очередь, зависит от жидкого состояния металла и величины
переохлаждения. Последняя при прочих равных условиях обус-
ловливается скоростью охлаждения: чем больше скорость тепло-
отвода, тем больше объемная, а при данном числе зародышей и
линейная скорость кристаллизации, и тем разветвленнее полу-
чаются дендриты. Если этим путем процесс кристаллизации не
успевает следовать за скоростью теплоотвода, то температура
понижается, переохлаждение увеличивается и число зародышей

отливок при литье в песчаную форму: а — серый чугун; б — чугун с шаровидным
графитом (Д' — жидкое состояние; Т — твердое состояние):

/ — нимало крнс1 .................  i.	2 конец кристаллизации аустенита: 3 — на-

чало крисIin...ihiiii /п।i kiниц, 7 - конец кристаллизации эвтектики

благоприятных условиях в этом отношении находятся дендриты,
главные оси которых располагаются вдоль теплового потока.
Благодаря этому происходит частичное выклинивание одних
дендритов другими, в особенности в наружных зонах отливок.
В центральных частях отливок дендриты имеют более равномер-
ную ориентацию. Количество и длина дендритов первичного аусте-
нита возрастает с уменьшением содержания углерода и с увели-
чением переохлаждения, что ведет к созданию более прочного
остова, в котором кристаллизуется эвтектика.

Характер выделения первичного аустенита по сечению отливки
определяется типом кристаллизации. В случае песчаных форм
кристаллизация чугуна протекает объемно, поэтому выделение
аустенита и эвтектическое превращение происходят преимущест-
венно последовательно. Как видно из данных Данфи и Пеллини
(рис. 41), выделение первичного аустенита в этом случае начи-
нается практически одновременно по всему сечепию и только
после его завершения происходит кристаллизация эвтектики.
В металлических формах кристаллизация носит более последо-
вательный характер, однако и в этом случае волны обоих про-
цессов накладываются друг на друга, так что эвтектическое
95
превращение начинается в наружных слоях отливки до того, как
кристаллизация первичного аустенита закончилась в центре.
Характер кристаллизации зависит и от ряда других факторов,
в частности, модифицирование, увеличивая число зародышей,
способствует объемной кристаллизации.

При кристаллизации заэвтектического чугуна первичной фазой
может быть цементит или графит в зависимости от скорости ох-
лаждения, состава чугуна и других факторов. Выделения первич-
ного цементита (рис. 40, 6), так же, как и первичного аустенита,
хорошо различимы на фоне эвтектики (ледебурита). В этом случае
жидкий расплав на фронте кристаллизации обедняется угле-
родом вследствие выделения высокоуглеродистой фазы. Это ведет
к диффузионному переносу углерода по направлению к поверхности
раздела «цементит—жидкость» или, что то же, к диффузии железа
в обратном направлении от фронта кристаллизации в глубь жид-
кости. Вследствие несовершенства диффузии и в этом случае в по-
граничном слое жидкости образуется градиент концентрации,
а следовательно, и определенное концентрационное переохлажде-
ние, что способствует дендритной кристаллизации цементита.
И действительно, в зависимости от условий первичный цементит
может кристаллизоваться в виде дендритов или пластин. Однако
последние по существу также состоят из плоских дендритов, оси
которых, разрастаясь, образуют монолитные пластины; ориента-
ция и размеры этих пластин зависят от условий кристаллиза-
ции (наличия зародышей, скорости теплоотвода и других фак-
торов) .

Выделения первичного графита, как видно из рис. 40, в и г,
могут иметь пластинчатую или шаровидную форму. В первом
случае они легко отличимы от эвтектического графита, который
растет из самостоятельных центров (рис. 40, в), во втором случае
разграничить эти образования невозможно (рис. 40, г), так как
эвтектический графит кристаллизуется на первичном. Однако
некоторое их разделение происходит иногда вследствие дейст-
вия гравитационных или центробежных сил.

19.	Кристаллизация эвтектики

Эвтектическое превращение является наиболее важным и ха-
рактерным этапом кристаллизации чугуна. В процессе этого пре-
вращения определяется основной тип получаемого чугуна: белый,
серый, высокопрочный (с шаровидным графитом) или какой-либо
промежуточный, а также характер графита и величина эвтектиче-
ского зерна. Этому этапу кристаллизации посвящено большое
количество работ [3; 6; 70; 86; 169], из которых особое значение
имеют исследования А. А. Бочвара [701. Особенностью процесса
является полифазный характер кристаллизации, т. е. одновремен-
ное или почти одновременное выделение из жидкого раствора
96
нескольких, в простейшем случае двух фаз. Для Fe—С сплавов
такими фазами является аустенит и одна из высокоуглеродистых
фаз — цементит или графит.

Следует отметить, что эвтектическая кристаллизация или эв-
тектический распад жидкости может привести к образованию как
характерной для эвтектики дисперсной структуры, так и струк-
туры грубого конгломерата (по терминологии А. А. Бочвара).
И действительно, как видно из рис. 42, увеличение толщины от-
ливки, а следовательно, уменьшение скорости превращения
постепенно приводит к образованию грубой структуры. При мед-
ленном охлаждении состав жидкого раствора на межфазных по-
верхностях успевает выравняться, поэтому обе фазы продолжают

Рис. 42. Структура эвтектики в образцах из белого чугуна
разного диаметра (X100)

свободно расти до взаимной встречи, образуя грубый конгломерат
кристаллитов. При быстром же охлаждении кристаллизующиеся
фазы чередуются, что приводит к образованию дисперсной струк-
туры, характерной для эвтектики. В связи с этим следует различать
эвтектическое превращение и эвтектическую структуру, так как
последняя далеко не всегда сопровождает первое.

Можно считать установленным, что кристаллизация эвтектики
происходит из особых центров с образованием так называемых
эвтектических колоний или эвтектических зерен, характеризую-
щихся различной макро- и микроморфологией [68]. Как правило,
эвтектическая колония образуется монокристаллом одной из фаз
и диспергированными включениями второй фазы [86]. Однако
от этого общего правила имеются некоторые отступления. Эвтек-
тики в чугуне, как цементитная, так и графитная, состоят обычно
из двух взаимно прорастающих разветвленных фаз. В каждой
эвтектической колонии имеется по одному включению графита или
одному кристаллу цементита, которые играют роль монокристал-
лов, хотя включения графита и не являются по существу моно-
кристаллами. Эти высокоуглеродистые фазы прорастают через
один или несколько кристаллов аустенита [72; 1451. При этом

7 Н. Г. Гиршович 707	97
ледебуритная эвтектика растет всегда в виде пластинчатых образо-
ваний, внутреннее строение которых может быть различным в за-
висимости от степени переохлаждения и характера зародышей
[173]. В обычных условиях наличия большого количества чуже-
родных зародышей и сравнительно небольшого переохлаждения
образуется характерное для ледебурита строение непрерывной
карбидной фазы с прорастаниями аустенита в виде продолговатых
или крупных включений той или иной дисперсности (рис. 43, а).

Рис. 43. Структуры (а и б)”и”схемы (в и г)^образования обыч-
ного ледебурита (а и в) и плитообразной эвтектики (б и г)

В условиях же больших переохлаждений эвтектика белого чугуна
состоит из более или менее соединяющихся между собой пластин
или плит карбидов, перемешанных с пластинами или неправиль-
ной формы глобулями аустенита (рис. 43, б). На рис. 43, в и г
показаны схемы образования этих двух типов карбидной эвтектики,
значительно различающихся по свойствам (плитообразная форма
эвтектики отличается более высокой прочностью). Обычный леде-
бурит кристаллизуется в форме групповых и продолговатых кри-
сталлов, растущих от края к центру. Каждая группа (пучок)
представляет относительно большое эвтектическое зерно. Вслед-
ствие тенденции отдельных кристаллов изменять направление
они взаимно соединяются так, что контуры зерен мало заметны.
Плитообразная эвтектика кристаллизуется более объемно. Кон-
98
гуры пластинок карбидов в обоих видах эвтектики сходны, но
в одном случае они зубчаты и приводят к характерной структуре
ледебурита, а в другом — они развиваются в плиты с участками
аустенита между плитами. В большинстве случаев кристаллизация
метастабильной эвтектики начинается на цементите (инициируется
цементитом), на котором зарождаются кристаллы аустенита.

Рис. 44. Распределение и рост сферических колоний серого чугуна по сечению
образца в процессе кристаллизации (макроструктура образцов, закаленных
в процессе кристаллизации)

Это находится в соответствии с общим положением Я. В. Греч-
ного, по которому инициирующей (ведущей) эвтектический распад
фазой обычно является мопокристальпая фаза. Она характери-
зуется большей линейной скоростью и выдвигается при кристал-
лизации вперед, в жидкость, опережая в некоторой мере рост

Рис. 45. Схемы аустенитно-графитных эвтектических колоний: а — колония
с пластинчатым неориентированным графитом; б — колония с пластинчатым меж-
дендритным графитом; в колония с шаровидным графитом

второй фазы. Однако, как будет показано ниже, роль ведущей
фазы при известном переохлаждении может перейти и к аустениту.

В противоположность ледебуриту аустенитно-графитная эвтек-
тика кристаллизуется обычно в виде сферических агрегатов (рис. 44
и 45). При этом ведущей может быть любая эвтектическая фаза
в зависимости от переохлаждения. Об этом наилучшим образом
можно судить по кинетическим диаграммам кристаллизации,
получившим значительное развитие. Как видно из рис. 46,
7*	99
кинетические кривые эвтектического превращения имеют примерно
такую же S-образпую форму, как и соответствующие кривые рас-
пада аустенита. Приведенные диаграммы отражают кинетику
свободной кристаллизации чугуна, определяющейся, следова-
тельно, параметрами кристаллизации (п, и). Поэтому с пониже-
нием температуры (с увеличением переохлаждения) продолжи-
тельность процесса сначала уменьшается, а потом увеличивается



Продолжительность, сен

Продолжи тепьность, с ел

Рис. 46. Изотермические кинетические диаграммы эвтектического превращения
в чугуне: а — по Дамико и Шнейдевинду; б — по И. Н. Богачеву; в иг — по
К- П. Бунину (СЧ серый чугун; ВЧ — высокопрочный чугун; Н — начало
процесса; 1\ — конец процесса

/ — начало и конец выделения графита; 2 — начало и конец выделения цементита; 3 —
графитизация ранее выделенного цементита;

03 — начало выделения аустенита; БЛФ — начало выделения графита; НЛИ — начало
выделения цементита; РНФК — конец кристаллизации; ФУ и НХ — начало и конец рас-
пада ранее выделившегося цементита

(рис. 46, а). Максимальная скорость процесса и минимальный
инкубационный период соответствует переохлаждению в 8—10°.
С дальнейшим увеличением переохлаждения инкубационный
период увеличивается, а потом уже начинается переход па мета-
стабильную систему, и инкубационный период с увеличением пере-
охлаждения вновь уменьшается. Указанные закономерности под-
тверждаются схемой И. Н. Богачева (рис. 46, б), из которой
(в отличие от схемы рис. 46, а) следует, что инкубационный период
выделения цементита сокращается до нуля при увеличении пере-
охлаждения. Кроме того, кривая 3 на рис. 46, б свидетельствует
о возможности распада выделившегося цементита, если для этого
будет дана достаточная выдержка, величина которой, естественно,
возрастает с понижением температуры. Еще более полными и
100
усложненными являются изотермические диаграммы К. П. Бу-
нина и его сотрудников приведенные на рис. 46^ з и г [43; 1241.
Началу кристаллизации на этих диаграммах соответствуют три
линии: БЛФ — для графита, ОЗ — для аустенита и ИЛИ—для
цементита; конец эвтектического распада изображается кривой
РНФК, распад выделившегося цементита — линиями ФУ и НХ.
Чем больше переохлаждение, тем легче происходит переход кри-
сталлизации на метастабильную систему. Инкубационный период
образования графита при увеличении переохлаждения сначала
уменьшается, а затем увеличивается подобно тому, как это имело
место и на предыдущих диаграммах, но в противоположность
последним кривая начала выделения графита состоит не из одной,
а из двух С-образных кривых.

В зависимости от величины переохлаждения, а значит и ско-
рости охлаждения, чугун в результате эвтектического превраще-
ния может получиться серым, половинчатым или белым. При ма-
лых переохлаждениях из жидкости сначала выделяется графит,
затем аустенит, а при больших переохлаждениях, наоборот,
сначала аустенит, а затем графит, причем в чугуне с шаровидным
графитом (рис. 46, г) в конце превращения при этом выделяется
и цементит и тем раньше, чем больше переохлаждение, так что
ниже точки Л после аустенита выделяется цементит, а затем только
графит. При очень большом переохлаждении (ниже точки Ф)
графит вовсе не выделяется непосредственно из жидкости, а обра-
зуется в результате распада цементита по линии ФУ. Такой же
процесс имеет место и по отношению к цементиту, выделяющемуся
при меньших переохлаждениях по линии НЛ. Его распад проте-
кает также после окончания кристаллизации в твердом состоянии
по линии НХ. Принципиально так же изменяется ход кристалли-
зации в сером чугуне (рис. 46, в) только области диаграммы рас-
полагаются иначе в отношении как температурной шкалы, так
и шкалы времени. Из этих диаграмм ясно, что характер ведущей
фазы меняется в зависимости от переохлаждения.

Диаграммы дают представление и о процессах, протекающих
при непрерывном охлаждении, однако следует иметь в виду, что
в реальных условиях эти процессы определяются уже не кристал-
лизационными параметрами, а теплоотводом. Скорость теплоотвода
оказывает такое же большое влияние на эвтектическую кристал-
лизацию, как -и на кристаллизацию первичных фаз: чем больше
скорость охлаждения при прочих равных условиях, тем больше
переохлаждение, больше число зародышей и тем, следовательно,
мельче эвтектические колонии и дисперснее их внутреннее строе-
ние. Действительно, как видно из рис. 47 [139], эвтектические
колонии размельчаются с увеличением скорости охлаждения:
чем меньше приведенная толщина отливки /?, тем мельче эвтекти-
ческое зерно. Усматривается также, что на поверхности отливок
эвтектическое зерно мельче, чем в центре. Таким же образом
действуют все технологические факторы, ускоряющие охлаждение
отливок или увеличивающие другим путем число зародышей

в период кристаллизации и размельчающие первичную структуру
чугуна. Так действуют модифицирование (рис. 48), центробежные
силы при изменении скорости движения и другие факторы.

Вместе с тем, увеличение скорости охлаждения и величины
переохлаждения изменяет также микроморфологию эвтектического
зерна, повышая тенденцию к образованию лучисто-перистого или

Рис. 47. Влияние приведенной
толщины отливок (/?) на число
эвтектических зерен в чугуне (сос-
тав чугуна в %): С 3,384-3,48;
Si = ’2,60-4-2.76; Мп - 0,54-0,6;

S --- 0,05-: 0,06; Р- 0.140,5

лучисто-сферолитного строения
колоний. Выделения графита при
этом размельчаются и разветвля-
ются, а при больших переохлаж-
дениях принимают даже шаровид-
ную форму. По этой же причине
графит в наружной части коло-
нии оказывается более крупным
и грубым, чем в центре (рис. 49),
где он возникает в начале про-
цесса кристаллизации, а следова-
тельно, при больших скоростях
охлаждения. Таким образом, теп-
лоотвод является ведущим [фак-
тором как монофазной, так и по-
лифазной кристаллизации, опре-

деляя в последнем случае скорость
роста не только эвтектической ко-
лонии в целом, но и ее фаз.
Очевидно, что при нормальной
кристаллизации, когда обе эвтек-
тические фазы находятся в кон-
такте с жидкостью (рис. 45, а и б),

линейные скорости роста этих фаз равны и идентичны линейной
скорости роста колонии, что описывается выражением (I. 37).

В случае анормальной кристаллизации эвтектики, когда в кон-
такте с жидкостью находится только аустенит (рис. 45, в); объем-
ная и линейная скорости роста колоний также определяются

теплоотводом, однако линейные скорости роста отдельных фаз
уже при этом разные. Так, например, приняв равновесные усло-
вия, можно определить соотношение в объемах аустенита (WA)
и графита (Wr) в эвтектике согласно диаграмме состояния

WA 100-4,26 2,2 ♦	1

Wr ~~ 4,26 — 2,0 ’ 7,5 — 0,08 ’

(1.68)

* 2,2 и 7,5 — удельные веса графита и аустенита.
Рис. 48. Эвтектическое зерно в чугуне (Х7): а — мелкое зерно моди-
фицированного чугуна; б — крупное зерно до модифицирования

Рис. 49. Строение «розетки» графита в
эвтектической колонии
Следовательно,

-4-------------= 0,08 или гА:гг= 2,4.	(1.68а)

Таким образом, в течение всего процесса эвтектической кри-
сталлизации соотношение радиусов аустенита и графита остается
постоянным и равным 2,4. Таким же все время является и соот-
ношение скоростей линейного роста аустенита и графита. Указан-
ное вновь подчеркивает определяющую роль теплоотвода, обу-
словливающего скорость объемной кристаллизации. Линейная
скорость роста фаз имеет подчиненное значение и при данной
скорости объемной кристаллизации определяется числом зароды-
шей и геометрической формой фаз.

20: Процессы перекристаллизации

Процессы перекристаллизации можно классифицировать на
процессы, протекающие в аустенитной области, в области
у -> а-превращения и в ферритной области.

Основные процессы перекристаллизации, протекающие в над-
критической области: выделение вторичных избыточных фаз (гра-
фита или цементита) из аустенита, распад цементита, под-
робно рассматриваемый ниже, коалесценция, сфероидизация и
коагуляция.

Выделение вторичных фаз происходит вполне аналогично
первичным с той только разницей, что наличие последних иници-
ирует и облегчает перекристаллизацию. Поэтому вторичные фазы
откладываются обычно на первичных и эвтектических фазах, но
все же иногда отличимы (рис. 50).

Процессы коалесценции, сфероидизации и коагуляции яв-
ляются естественным следствием стремления к уменьшению по-
верхностной энергии. В результате коалесценции мелкие кри-
сталлы растворяются, крупные растут. Процесс этот протекает
путем диффузии через твердый раствор вследствие большей рас-
творимости мелких кристаллов, как это следует из известной
формулы Томсона:

1	2Л4о / 1	1 \	у»

Incr = -Rfd^—FT)-	<L69>

где Ci и С2 — равновесные концентрации раствора с кристал-
лами радиусами и г2;

М — молекулярный вес растворенного вещества;
о — межфазное натяжение;
d — плотность кристаллов.
Поэтому раствор является ненасыщенным по отношению к мел-
ким и пересыщенным по отношению к большим кристаллам,
вследствие чего мелкие растворяются, а большие растут в резуль-
тате диффузионного переноса из-за существующего градиента
концентрации. Процесс этот протекает тем быстрее, чем выше
температура и больше скорость диффузии растворенного вещества,
в данном случае углерода. Точно так же протекает и процесс сферо-

Рис. 50. Вторичный цементит в виде сетки (а) и вторичный гра-
фит в виде ответвлений (б) в структуре чугуна (X 600)

идизации. Роль малых кристаллов в этом случае играют острия
и выступающие места с небольшими радиусами закругления,
которые согласно (I. 69) растворяются. Роль крупных кристаллов
играют места с большими радиусами закругления, на которых
растворенное вещество откладывается. В результате этого про-
цесса и происходит сфероидизация. На практике обычно сосуще-
ствуют процессы коалесценции и сфероидизации, т. е. происходит
коагуляция.

Наибольшее развитие эти процессы имеют при термической
обработке, длительной выдержке при высоких температурах,
причем процессы с цементитом происходят значительно быстрее,
чем с графитом.

Процессы перекристаллизации в области у -> а-превращения
формируют матрицу чугуна, и в зависимости от того, насколько
полно происходит превращение аустенита и протекает ли оно
по стабильной или метастабильной системе, матрица чугуна
может получиться аустенитной, мартенситной, игольчато-тро-
оститной (бейнитной), перлитной, ферритной или с различным
соотношением этих фаз (рис. 51). Наилучшим образом эти процессы

Рис. 51. Основные структуры металлической основы
чугуна: а — аустенитная; б — мартенситная; в —
игольчато-трооститная (бейонитная); г — пластин-
чато-перлитная; д — зернисто-перлитная; е — пер-
литно-ферритная; ж — ферритная

иллюстрируются изотермическими диаграммами распада аусте-
нита в чугуне (рис. 52) *. Во всех чугунах — сером, высокопрочном
и ковком — вначале вне зависимости от переохлаждения, прак-
тически без инкубационного периода начинает выделяться графит,
который откладывается на уже имеющихся включениях. Таким

* Наличие на диаграммах рис. 52 температурной области превращения
аустенита объясняется присутствием в технических чугунах кроме углерода
других элементов.
образом, графит в этом случае всегда является ведущей фазой
превращения. Затем начинает выделяться феррит вокруг графита,
по границам или внутри аустенита в виде видманштеттовых обра-
зований, и идет, следовательно, превращение

А Г* 4 Ф.	(1.70)

В сером и ковком чугуне (рис. 52, а и б) этот процесс может
полностью завершиться в стабильном эвтектоидном интервале
при достаточной выдержке, в результате чего получается чисто
ферритная матрица и структура Ф + Г. В высокопрочном же

а)
850г,.

о

Рис. 52. Кинетические диаграммы
изотермического распада аустенита
для разных чугунов в верхней кри-
тической области по К- П. Бунину,
С. А. Федоровой и Н. Г. Осада
[43]: а — в сером чугуне; б — в
ковком чугуне; в — в высокопроч-
ном чугуне

/	10 100 1000 10000 юоооо

() Продолжительность, сек

Продолжительность. сек

АБ — линия начала выделения графита: ДОС — линия начала выделения эвтектоидного
феррита: ЕМ — линия начала выделения эвтектоидного цементита; ИКП — линия конца
эвтектоидного превращения; МН — линия конца графитизации эвтектоидного цементита

чугуне (рис. 52, в) частично накладываются интервалы стабиль-
ного и метастабильного равновесия и процесс образования фер-
рита поэтому никогда не протекает до конца. В некоторой сте-
пени в этом интервале происходит поэтому также процесс обра-
зования перлита А // пли, что то же,

А^Ф + Ц.	(1.71)

Поэтому чисто ферритная матрица может в этом случае получиться
только в результате распада эвтектоидного цементита, конец кото-
рого изображается линией МН. При больших переохлаждениях
в области ниже стабильного эвтектоидного превращения все
большее значение приобретает реакция (1.71) и количество пер-
лита в структуре увеличивается.
После завершения процесса превращения аустенита (линия
ИКП) структура получается перлитной с некоторым количе-
ством феррита (Г/ + Ф + Г или Ф Г и только после
длительной выдержки происходит распад эвтектоидного цемен-
тита (линия МН) с образованием стабильной структуры Ф | Г.

Схема изотермической диаграммы распада аустенита во всем
температурном интервале ниже стабильной критической области
представлена на рис 53. Прп медленном охлаждении, как видно
из рис. 53 (линия ДД), распад происходит в верхней ступени
(720—500° С) с образова-

Лродолнительность

Рис. 53. Схема кинетической диаграммы
изотермического распада аустенита в чугуне
во всем подкритическом интервале темпера-
тур:

Н — начало распада аустенита; К — конец рас-
пада аустенита; Мн —- начало мартенситного пре-
вращения; Мк — конец мартенситного превра-
щения; А — аустенитная структура; П — пер-
литная структура; Б — бейнитная структура;
М — мартенситная структура; А А — медленное
охлаждение; ВВ —быстрое охлаждение (закалка);

СС — прерывистая закалка

нием перлитной структуры
разной дисперсности. При
быстром охлаждении (ли-
ния ВВ) распад проис-
ходит в нижней ступени
при температуре около
200е С и ниже с образо-
ванием мартенсита. При
средних скоростях охлаж-
дения, в частности, при
применении прерывистой
закалки (линия СС) рас-
пад происходит в проме-
жуточной области (450—
300" С) с образованием
бейнита или игольчатого
троостита. В зависимости
от того, происходит ли
распад в верхней или ниж-
ней зоне, или в промежу-
точной области, различают

структуры верхнего (пе-
ристого) и нижнего (игольчатого) бейнита. Скорость же про-

цесса аустенитного превращения изменяется по 5-образной(или
более сложной) кривой: сначала она увеличивается, затем умень-

шается.

Приведенные диаграммы (рис. 52 и 53) изображают длитель-
ность распада аустенита в изотермических условиях, когда ско-
рость процесса строго определяется только кристаллизационными
параметрами. В условиях непрерывного охлаждения кинетика
этих процессов становится зависимой также от скорости тепло-
отвода, однако в данном случае вследствие небольшой величины
теплоты превращения значение этого фактора невелико. Эти
диаграммы поэтому в большей степени, чем соответствующие
диаграммы эвтектического распада (рис. 46), могут служить осно-
вой для количественной оценки кинетики процесса в условиях
непрерывного охлаждения, для чего существует ряд способов [126 ].
В частности, для определения верхней критической скорости
закалки с целью получения мартенситной структуры можно поль-
зоваться формулой

А — TMUfi

VkP ~	1,5Тлш„

(1-72)

где Hi—равновесная температура критической точки;

Тмин — температура минимальной стойкости аустенита (по
изотермической диаграмме);

— инкубационный период при минимальной стойкости
аустенита (по изотермической диаграмме).

Процессы, протекающие после или одновременно с распадом
аустенита, носят такой же характер, как и процессы в надкрити-
ческой области. Это — выделение избыточных фаз (графита,
цементита и др.) из феррита, распад цементита и процессы умень-
шения поверхностной энергии системы (коалесценция, сфероиди-
зация и коагуляция). Хотя количество избыточных фаз, выпадаю-
щих из феррита, весьма незначительно, но процессы эти могут
играть иногда большую роль, как, например, при дисперсионном
твердении или при охрупчивании пластичных чугунов, в частно-
сти, при образовании «белого излома» в ковком чугуне.

Еще большее значение имеют процессы графитизации и про-
цессы уменьшения поверхностей энергии системы. Механизм
этих процессов такой же, как в надкритической области, только
диффузия происходит в этом случае через феррит, а не через ау-
стенит. Особого внимания заслуживает сфероидизация эвтектоид-
ного цементита, которая протекает с практически значимой ско-
ростью в силу малой анизотропности этой фазы в отличие от гра-
фита, сфероидизация которого в обычных условиях незаметна.
Сфероидизация эвтектоидных карбидов происходит при опре-
деленной выдержке в подкритическом интервале тем скорее, чем
выше температура и чем менее однороден по составу твердый рас-
твор. Для ускорения процесса целесообразен предварительный
переход через критический интервал с последующей выдержкой
при температуре ниже критической. Ведение процесса сфероидиза-
ции возможно также путем многократных колебаний температуры
около критического интервала. В этом случае процесс ускоряется
за счет быстрого растворения острых граней карбидов в надкрити-
ческой области и соответствующего отложения на плоских гра-
нях в подкритической области. В результате этого получается так
называемый зернистый перлит (рис. 51, д), обладающий большей
пластичностью, чем пластинчатый перлит.

21. Оценка эвтектического и аустенитного зерна

Выявление эвтектического и аустенитного зерна производится
посредством специального травления или термообработки шлифа,
что вследствие включений на границах зерен дает возмож-
109
ность отделить одно зерно от другого. Для оценки величины
эвтектического зерна пользуются таким же шлифом, как и при
оценке структурных составляющих. Так как величина зерна за-
висит от скорости охлаждения, то шлифы для исследования влия-
ния какого-либс фактора следует брать из одного и того же места
отливки; при этом свойства формы и температура металла также
должны быть постоянными. В качестве реактивов для выявления
эвтектического зерна в сером чугуне (в высокопрочном оно опре-
деляется количеством включений шаровидного графита) реко-
мендуются [155]: 4-процентпый спиртовой раствор пикриновой
кислоты с травлением в течение 1—5 мин для чугуна с ферритной
структурой и междендритным графитом; реактив Стеда (хлористая
медь 10 Г, хлористый магний 40 Г, соляная кислота 20 см3, этило-
вый спирт до 1000 см3) в течение времени до 1 ч или электротравле-
ние в течение более короткого времени для большинства чугунов
и особенно при невысоком фосфоре и перлитной структуре (рис. 48);
10-процентный водяной раствор персульфата аммония в течение
нескольких минут для чугунов с высоким содержанием (—0,2%)
фосфора; 4-процентный раствор азотной кислоты. Если в послед-
нем случае, как показано было в совместной работе автора
с Е. И. Литвиновой |11], образец предварительно выдержать
в течение нескольких часов при 670—700J С, то происходит
распад карбидов и выделение графита по границам дендритов,
что дает возможность одновременно выявлять и первичное аусте-
нитное зерно. Зерно первичного аустенита можно выявить также
по включениям MnS, располагающимся по главным осям дендри-
тов, для чего можно использовать травление по Бауману. Хоро-
шие результаты в этом отношении дает также травление в смеси
борной и серной кислот с многократным полированием [31.
Возможно также определение зерна по расположению гра-
фита.

Рассмотрение шлифов производится при малых увеличениях
(обычно до х50). Оценка величины зерна может быть сделана раз-
ными способами. Наиболее простой из них — использование
соответствующей шкалы и оценка величины зерна по какой-то
8- или 14-балльной системе [22; 136]. Этот метод является грубо
приближенным и но существу полуколичественным. Значительно
точнее оценка путем определения среднего сечения зерна, наи-
более же полно описание структуры при помощи рядов или гисто-
грамм распределения зерен но размерам [176]. Однако вполне до-
статочно в большинстве случаев ограничиться подсчетом общего
количества зерен на единицу площади, на нескольких произволь-
ных нолях зрения так, чтобы общее количество зерен было по-
рядка около 200. При этом следует учесть, что на границах поля
зрения располагаются только части зерен. Учет этого обстоятель-
ства С. А. Салтыков [22] рекомендует делать посредством
формул:

ПО
а)	для поля зрения в виде круга



(1.73)

где W — число зерен в поле зрения;

— число целых зерен;

Nne. — число пересеченных зерен на границах поля зрения;

D — диаметр зерна;

Dn. а — диаметр поля зрения;

б)	для поля зрения в виде квадрата или прямоугольника

N=Nli + 0,5Nnep+ 1.

(1-74)

Зная среднее число зерен на единицу площади, можно легко
определить и среднюю площадь зерна

F =	(1.75)

Кроме того, С. А. Салтыковым предложен метод условных
точек, основанный на том, что в полиэдрической структуре число
зерен, сходящихся в стыке, всегда равно трем. Определив число
таких узловых точек т, находят легко число зерен N

М	(1.75а)

Однако этим методом можно успешно пользоваться только при
ясных и четких границах, например при низком содержании
фосфора в чугуне. Иногда количество зерен определяется не на
единицу площади, а на единицу длины, что несколько проще, но
и менее показательно. При этом методе оценки зерна рекомен-
дуется, например, пользоваться квадратной сеткой [63 ] с четырьмя
линиями в каждом направлении. Подсчитав общее количество
зерен, пересеченных всеми 8 линиями, определяют число их,
приходящееся на единицу длины.

Так как плоскость шлифа пересекает зерна на разном расстоя-
нии от центра, то перевод плоскостного распределения на объемное
весьма сложен и трудоемок даже при строго шаровой форме зерен.
Упрощая вопрос и принимая средний диаметр зерна в объеме
равным среднему диаметру его на плоскости (£)ср), можно опреде-
лить число зерен в единице объема (Mw) по уточненной С. А. Сал-
тыковым формуле Л. И. Миркина

tfr = 0,9-^-.	(1.76)

Мер
Этот способ допускает ошибки в пределах 10%. Такие же
результаты дают формулы С. А. Салтыкова для сферических,
кубоэдрических и кубических зерен в зависимости от их числа
на плоскости (N)

з

Л^= 0,87ЛР;	(1.77)

з

Л^=0,78ЛР;	(1.78)

з

Nw - Ода2;	(1.79)

22.	Оценка металлической основы

Оценка структуры матрицы чугуна сводится к определению
соотношения и формы фаз (феррита, перлита и цементита). Удель-
ная площадь и приближенно относительный объем той или иной
фазы могут быть определены с помощью планиметра, квадратно-
сетчатого окуляра (при этом подсчитывается относительное коли-
чество квадратиков, которое занимает данная фаза в квадратной
сетке) или взвешивания (по соотношению весов всей микрофото-
графии и вырезанной из нее фазы), линейного и точечного мето-
дов [22] и др.

В производственных условиях и во всех случаях, когда тре-
буемая точность не высока, ограничиваются сопоставлением со
шкалой структур по ГОСТу 3443—57, которая предусматривает
10 баллов, характеризующих относительное количество перлита
в структуре. Так, например, баллам П и П95, соответствуют струк-
туры, в которых содержится перлита свыше 98% и 90—98%,
а баллу П1 —меньше 2% перлита. Точно также действующий
ГОСТ предусматривает общее количество структурно свободного
цементита, что характеризуется 5 баллами от Цп2 «3%) до Цп40
(>40%). Одновременно характеризуется и количество феррита,
занимающего остальную площадь и объем (кроме перлита и цемен-
тита). Что касается дисперсности структуры, то в этом отношении
ГОСТ 3443—57 предусматривает 5 градаций по характеру перлита
в зависимости от межпластинчатого расстояния: от Пд0,2 (<0,3 мк)
до Пд1,6 (>1,6 мк) и столько же по величине включений цемен-
тита с обозначениями Ц1 —Ц5 (от 2000 до 25 000 мк1).

Для выявления матрицы шлиф травят (па перлит — спиртовыми
растворами азотной или пикриновой кислот, на цементит — ще-
лочным раствором пикриновой кислоты, которым он окрашивается
в темный цвет). При сличении со структурами ГОСТа применяются
соответственно одинаковые увеличения (чаще всего 300).
23.	Оценка графита и других неметаллических
включений

При оценке графита в структуре чугуна приходится характе-
ризовать его количество, размеры, форму и распределение, так
как каждая из этих характеристик оказывает большое специфиче-
ское влияние на свойства чугуна. Количество графита определяется
наиболее точно химическим анализом. Металлографически же
количество графита может быть определено при увеличении
и 100 раз сопоставлением петравлепого шлифа с эталонными
структурами, приведенными в ГОСТе, который предусматривает
5 баллов по занимаемой площади (от 3 до 12%).

Размеры пластинчатого графита характеризуются длиной,
шаровидного — диаметром. ГОСТ предусматривает 10 баллов
для первого (Гд1—Гд10 со средней длиной от 5 мк и меньше до
1000 мк и больше) и 5 баллов для второго (Гшд1—Гшд5 со сред-
ним диаметром от 25 мк и меньше до 100 мк и больше). Сличая
исследуемые и гостовские структуры, определяют таким образом
примерные размеры графита. Пластинчатый графит можно, кроме
того, характеризовать общей длиной включений на единицу пло-
щади, что при данной относительной величине площади, занятой
графитом, дает возможность определить его толщину, а при дан-
ном количестве или длине включений — отношение длины к тол-
щине. С. А. Салтыков рекомендует определять суммарную удель-
ную длину графитных выделений методом случайных секущих,
пригодным также для определения протяженности границ. Для
этого с помощью линейки окуляр-микрометра и произвольных
прямых или окружностей, наносимых на микрофотографию, под-
считывают среднее число пересечений т с графитом (или с грани-
цами зерен), после чего определяют удельную протяженность гра-
фита или границ 2 / по формуле

(L8°)

где z — длина секущей (прямой или окружности).

Размеры и количество включений шаровидного графита можно
определять так же, как размеры и количество зерен, только при
переводе количества включений на единицу объема следует учи-
тывать относительный объем, занятый графитом
3

А/ 2

ЛГг = 0,87-^.	(1.81)

у

По форме включений графита ГОСТ 3443—57 предусматривает
10 балльную классификацию для пластинчатого графита (с обо-
шачсниями Гф1—Гф10) и 5-балльную—для шаровидного графита

К Н. Г. Гиршович 707	ИЗ
(с обозначениями Гфш!—Гфш5). Пластинчатый графит класси-
фицируется также в зависимости от степени завихренности и на-
личия гнездообразных и точечных выделений, шаровидный гра-
фит — в зависимости от правильности огранки н одновременного
наличия пластинчатых включений. Для классификации углерода
отжига пока имеются только заводские нормали 1281*. Что ка-
сается распределения включений в металлической основе, то
ГОСТ предусматривает классификацию пока только для пластин-
чатого графита. Она построена в виде 10-балльной системы с обо-
значениями Гр 1—Гр 10. Основными принципами этой классифика-
ции являются степень изолированности выделений графита, от-
четливость розеточного образования и ориентированности распо-
ложения. Различаются неориентированное, сетчатое и междендрит-
ное расположения. В настоящее время разработан уже проект
международного стандарта для оценки графита. Форма и распре-
деление графита по этому проекту представлены на рис. 33.

Что касается других неметаллических включений, то их рас-
познавание производится обычно под металлографическим микро-
скопом в зависимости от формы и цвета этих включений или под
петрографическим микроскопом в проходящем поляризованном
свете 1156], как это принято в петрографии и кристаллографии. **

24.	Оценка степени графитизации!

Структура чугуна в значительной мере определяется степенью'
графитизации. Поэтому весьма важно уметь правильно ее оцени-
вать. Однако степень графитизации не может быть правильно-
охарактеризована ни абсолютным, ни относительным количеством:
графита, как это видно из следующего примера 111 ]:

1)	соб 3,5%; С,р 2,7%;	0,8%;	100 77,5%;.

2)	Соб 2,0%; Сгр - 1,2%; С„ - 0,8%;	100 60,0%.

Как по абсолютному, так и по относительному количеству
графита первый из приведенных составов чугуна кажется более
графитизированным. Между тем, как то следует из количества
связанного углерода (Сев), оба чугуна имеют чисто перлитную
структуру и, следовательно, в одинаковой степени графитизиро-
ваны. Поэтому оценку степени графитизации (СТ) целесообразно

* Шаровидный графит и углерод отжига можно классифицировать по форме,
характеризующей степень отступления от идеальной окружности [22; 1041.

** Весьма полезно при этом использование микрозонда для определения
состава включений («Fonderie», 1965, N 235).
|11| производить по степени завершения первой и второй стадий
। рафитизации, что наилучшим образом характеризует структуру
чугуна. С этой целью предложены следующие формулы соответ-
ственно для первой и второй степени графитизации:

СГ	(1.83)

где Спер — содержание углерода в перлите.

Для чисто перлитного чугуна обе формулы дают одно и то же
значение степени графитизации СГ - 1,0. При наличии в струк-
туре свободного цементита, когда первая стадия завершена не
полностью, СГ < 1,0, при наличии же феррита СГ > 1,0 и в ча-
стном случае, когда чугун имеет чисто ферритную структуру
(Ссв = 0) и обе стадии графитизации завершены, СГ — 2,0. Та-
кая оценка степени графитизации полностью характеризует
структуру чугуна. Так, например, СГ = 0,5 показывает, что первая
стадия завершена только наполовину, а СГ = 1,3 — что полностью
завершена первая стадия и на 30% — вторая.

В заключение необходимо подчеркнуть, что все вышеприве-
денные и последующие расчеты структуры и критических точек,
основанные на данных диаграмм состояния и не учитывающие
влияния скорости охлаждения, применимы только для состоя-
нии более или менее близких к условиям равновесия. Практи-
чески этому соответствуют обычные отливки, заливаемые в пес-
чаные формы. В случае же состояний далеких от равновесных
(тонкостенные отливки, а также отливки заливаемые в метал-
лические формы или подвергаемые закалке) необходимо прини-
мать во внимание скорость охлаждения. Как правило, выделение
фаз при этом задерживается и поэтому получается однородное
строение (эвтектического или эвтектоидного типа) в сравнительно
большом диапазоне составов как меньших, так и больших кри-
тических по диаграмме состояния.
РАЗДЕЛ ВТОРОЙ

ВЛИЯНИЕ РАЗНЫХ ФАКТОРОВ
НА КРИСТАЛЛИЗАЦИЮ
И ГРАФИТИЗАЦИЮ ЧУГУНА

Кристаллизация и графитизация чугуна определяются хими-
ческим составом металла, его жидким состоянием, скоростью
охлаждения отливки, термообработкой и другими условиями.
Варьируя эти факторы, можно получить ту или иную структуру,
а следовательно, и свойства чугуна.

Глава V

ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА

Химический состав применяемых на практике чугунов весьма
разнообразен Все элементы, встречаемые в чугуне (кроме железа
и углерода)* являются по существу легирующими.. Они образуют
растворы со структурными составляющими Fe—С сплавов, а при
концентрациях выше растворимости — особые фазы и в том или
ином направлении изменяют условия кристаллизации и свойства
чугуна. В зависимости от состава чугуны классифицируются на
просты е, содержащие в качестве примесей только обычные
количества Si, Мп, S, Р, и л е г и р о в а н и ы е, содержащие бо-
лее высокие концентрации этих элементов или определенные коли-
чества Ni, Сг, Mo, W, Си, Al, V, Ti и других специальных эле-
ментов. Вместе с тем, во всех чугунах имеются всегда еще обычно
не контролируемые элементы (Pb, Bi, Те, As, Sn и др.), в том числе
газы (О, Н, N), которые, несмотря на ничтожные концентрации,
оказывают большое влияние на структуру и свойства чугуна.
Этим элементам, которыми раньше необоснованно пренебрегали,
в настоящее время уделяется все больше внимания.

25.	Механизм влияния элементов

Элементы оказывают различное влияние на матрицу и графит-
ные включения в чугуне. Располагая наиболее важные элементы
по силе их графитизирующего воздействия, можно получить сле-
дующий примерный ряд:

Al, С, Si, Ti, Ni, Си, Р, Со, Zr, Nb, W, Мп, Мо, Сг, V, S, Mg, Се, Те, В
116
Однако влияние каждого из элементов на графитизацию зави-
сит от многих факторов: содержания других примесей, скорости
охлаждения, температурной области, в которой протекает процесс,
и т. п. Все это приводит часто к противоречиям в различных иссле-
дованиях и свидетельствует о чрезвычайно сложном механизме
влияния, которое отражается как на термодинамических, так и
па кинетических факторах.

Изменение термодинамического потенциала процесса графити-
зации при легировании является, как видно из (I. 42), следствием
изменения свободной энергии (AFr), д_следовательно, и активности
не только атомов железа и углерода, но и самих легирующих
Элементов, претерпевающих внутрифазное и межфазное перерас-
Лрёле'Лёние. В связи с этим 'знак &FT при легировании может
приобрести иногда положительное значение и карбиды или соот-
ветствующие растворы становятся тогда устойчивыми по сравнению
с графитом. Именно так действует, например, хром, как это расче-
том показал В. А. Шалашов [48]. Такие сплавы (и соответствую-
щие карбиды) при известной концентрации легирующих элемен-
тов не могут уже графитизироваться, как бы мала ни была скорость
охлаждения. Другие же элементы, в частности кремний, наоборот,
делают значение AFr более отрицательными и, следовательно,
способствуют графитизации [193]. Однако скорость процесса
зависит не только от термодинамических, но и от кинетических
факторов, которые в общем виде описываются уравнением (I. 67).
Из этого следует, что влияние элементов на скорость графитизации
определяется соответствующим изменением ^актрщцрсти^ числа
зародышей^ скоростей диффузидд!.роста, переохлаждения, теплоты
кристаллизации, теплоемкости, скорости охлаждения, температур-,
кого интервала^ в котором возможен процесс и т. д. Именно по-
этому оста юте я до сих пор несостоятельными все попытки свести
многообразие действующих факторов к какому-нибудь одному при
объяснении механизма влияния элементов на процесс графити-
зации.

Особенно распространена точка зрения, пытающаяся увязать
механизм графитизирующего влияния элементов с их воздействием
на положение критических точек диаграммы состояния. Считают,
что перемещение этих точек вверх и влево, т. е. в сторону повыше-
ния температур и понижения концентрации углерода, сопро-
вождается благоприятным влиянием на графитизацию, что в ряде
случаев, например в отношении кремния, полностью оправды-
вается [11]. Это положение по идее.аналогично широко пропа-
гандируемой в последнее время точке зрения об однозначной связи
между графитизацией чугуна, и „актадностыо углерода в нем
[3; 1937 239]. Принимая пропорциональную зависимость изме-
нения растворимости углерода (AJVc0) от концентрации леги-
рующего элемента Nx

mNx,	(II-1)

117
можно приближенно представить коэффициент воздействия леги-
рующего элемента х на активность углерода в насыщенном рас-
творе усх) следующим образом:

(х) Yc(Fe, х)

Yc -------------

^C(Fe)

Yc (Fe) NC(Fe) + mN.

(II. 2)

где	Yc (Fc, x) и Yc (Fe) — коэффициенты активности угле-

рода в тройной (Fe-C—X) и
двойной (Fe—С) системах;

A'c(Fe) + mNx И A^c(Fe) — соответствующие значения рас-
творимости углерода в этих си-
стемах.

,Чогарифмируя и дифференцируя (II. 2), получаем

2 '21^1 - —_______чь____	(и. 3)

или, переходя к краевому условию Nx О,

[«С (Не)]	—

т
^(Fc)

const.

(П.4)

При плавке в графитовом тигле и насыщении сплава углеро-
дом ас = I и Nc	поэтому определение коэффициента гп

дает возможность рассчитать параметр взаимодействия сос^е) для
разных элементов.

Располагая на основании результатов этих исследований и
расчетов величину параметра взаимодействия элементов в зави-
симости от их положения в таблице Д. И. Менделеева, можно полу-
чить закономерность, выраженную на рис. 54 [2391. Так как поло-
жительное значение параметра взаимодействия означает увеличе-
ние легирующим элементом активности углерода, то следует ожи-
дать, что элементы, располагающиеся в верхней части рис. 54,
должны способствовать, а в нижней части — препятствовать гра-
фитизации. Однако эта закономерность соблюдается далеко не
всегда и ей противоречит положение многих элементов (В, N, Те,
S, Sn, Sb и др.). В некоторых случаях .эти противоречия можно
объяснить соображениями о ликвации или разном изменении
знака активности углерода при переходе из одной температурной
области в другую [1931. Однако универсальность этого положе-
ния остается под сомнением, в частности можно указать на то
обстоятельство, что активность углерода в эвтектике остается
неизменной вне зависимости от увеличения общего его содержа-
ния в чугуне, а графитизация в чугуне при этом интенсивно
возрастает. Все это объясняется тем, что на кинетику графитиза-
ции влияют не только термодинамические факторы, но в равной
цли даже в большей степени — кинетические факторы. Все же
Н5
неправильно недооценивать^гакой мощный фактор, как активность
элементов, который многое может 'объяснить. В этой отношении
важна не только активность углерода, способствующая образова-
нию зародышей и диффузии, но и активность легирующих элемен-
тов, с повышением которой увеличивается эффективность их влия-
ния. Поэтому, например, кремний, повышая активность магния
в растворе, как это оригинальным методом показали Б. М. Ле-
нинских и О. А. Есин [210], усиливает его действие.

Вместе с тем ^нельзя также считать универсальной связь между
скоростью графитизации и коэффициентами диффузии углерода

Номер элемента 6 периодической системе Д. Я Менделеева

Рис. 54. Взаимосвязь между параметром взаимодействия <o^Fe) ПРИ ас ~ 1
и элементами периодической системы Д. И. Менделеева в жидких расплавах
Fe—С—X при 1550° С

Обозначения: • — экспериментальные данные; О — предполагаемые значения; X —
значения, полученные путем пересчета

Л_и<£Д£за_ И действительно, как показал М. А. Криштал [17],
между влиянием элементов на скорость графитизации и коэффи-
циент диффузии углерода в аустените иногда существует противо-
положная зависимость. Точно так же нет корреляции между
скоростью графитизации и коэффициентом самодиффузни атомов
железа. Как видно, например, из рис. 55 [80], скорость графи-
тизации монотонно изменяется с изменением температуры, а коэф-
фициент самодиффузни претерпевает перегиб при превращении
а -> у, что не находит отражения на кривой графитизации. Цепра-
внльиымн являются также часто встречающиеся утверждения, чтсг
скорость графитизации определяется исключительно количеством
зародыше!). В частности, сера, повышающая количество зародышей
119
при эвтектичной кристаллизации и препятствующая графити-
зации, опровергает это положение. Таким образом, очевидно, что
механизм влияния элементов действительно определяется многими,
Т не одним каким-либо фактором.

Однако, несмотря на всю сложность явления, можно считать,
что влияние элементов должно однозначно определиться их строе-

нием, хотя установить эту связь количественно пока не удается

не только в отношении графитизации, но и в отношении многих
свойств металлов. Наиболее интересными в этом отношении яв-

ляются попытки установления связи между графитизирующим
влиянием элементов и положением их в таблице Д. И. Менделеева,
^следовательно/и с их элек-
тронным” строением . Можно
ожидать; чТо ^ГрафитТпирую-

Рис. 55. Влияние температуры на экс-
периментально определенную скорость
графитизации и расчетную (по приве-
денным на графике формулам) величину
коэффициента самодиффузни атомов же-
леза DKe

щая способность элементов
является такой же периоди-
ческой функцией их атомного
номера, как активность угле-
рода (рис. 54) и другие свой-
ства. Как известно, химичес-
кие свойства элементов опре-
деляются главным образом
теми внешними электронами,
которые находятся вне за-
полненных оболочек. Поэтому
кажется наиболее закономер-
ной связь между графити-
зирующим воздействием эле-

ментов и строением их внешних оболочек. Так, например, из
рис. 56 [111 видно, 4T<t постепенное заполнение s- и /7-уровней
ведет к понижению, a d- ji /-уровней — к повышению графитизи-
рующей способности элементбв/^'В^послёД'нё^ Т:лучаепстр“елки на
рис. 56~направлены вверх 'и элементы из антиграфитизирующей
нижней области постепенно переходят в верхнюю графитизирую-
щую область. Так дело обстоит с наиболее важной группой пе-
реходных элементов (Sc, Ti, V, Сг, Мп, Fe, Со, Ni, Си).

По мере заполнения их Sd-уровня силы связи с углеродом
уменьшаются. Такая зависимость может быть объяснена тем.

что при легировании этими элементами на их незаполненный
ЗбЛуровень переходит тем больше электронов углерода, чем
меньше их на ЗбАуровне легирующего элемента, что соответственно
и увеличивает связь с атомами углерода и понижает графитизи-
рующую способность сплава. Самую прочную связь с углеродом
поэтому дают скандий и титан, а самую слабую — кобальт и ни-
кель (медь же вовсе не дает соединений с углеродом).

Элементы, имеющие на Зб/-уровне меньше электронов, чем
железо (Sc, Ti. V, Сг, Мп), должны препятствовать графитизации.
а имеющие большее число электронов (Со, Ni, Си),, должны спо-
собствовать графитизации. Такая зависимость подтверждается
практикой. Однако в отношении титана (и, вероятно, скандия)
наблюдается отступление от общей закономерности (титан спо-
собствует графитизации), но это объясняется тем, что очень боль-
шое сродство элемента (как и циркония и отчасти ниобия) к угле-
роду и некоторым другим неметаллам приводит к образованию
практически нерастворимых соединений, служащих зародышами

0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 83 90 95
Порядкобьш номер по таблице Д. И. Менделсеба

Рис. 56. Периодическая закономерность графитизирующей способно-
сти элементов при расположении их по порядковым номерам таблицы
Д. И. Менделеева

для графита. Поэтому наиболее активные карбидообразующие
элементы (Sc, Ti, Zr, Nb) способствуют графитизации или, в край-
нем случае, нейтральны, что лишний раз подтверждает многооб-
разие путей воздействия элементов и других факторов на графи-
тизацию.

Противоположная картина наблюдается при рассмотрении
других рядов элементов, например Al, Si, Р, S, в которых по мере
достройки Зр-уровня графитизирующая способность падает, а не
увеличивается. Возможно, что эти уровни присоединяют для
своего заполнения электроны железа, что усиливает связи с ним,
а значит ослабляет связи с углеродом. Поэтому можно принять,
что графитизирующее влияние примесей в значительной мере опре-
деляется соотношением связей, которые устанавливаются между
железом, углеродом и другими элементами. Положительное влия-
121
ние стимулируется при увеличении отношения
(Рс-С I- PFe-Fe) : PFe-C>	(П. 5)

где Рс-с, Pj-e-Fe и Рре-с — силы или энергия связей между
соответствующими одноименными и разноименными элемен-
тами.

Отрицательное же влияние элементов часто связано с умень-
шением этого отношения. В. К. Григорович [87] определяет энер-
гию этой связи высшим валентным состоянием, принимая, что
элементы более электроотрицательные, чем железо, и замещающие
его в цементите (Сг, Mo, V), препятствуют графитизации, а более
электроположительные (Со, Ni, Си) способствуют графитиза-
ции. Однако эти положения в отношении других элементов не
всегда оправдываются. Более простые и согласующиеся с практи-
кой представления об энергии связи можно получить по коэффи-
циенту распределения элементов между цементитом и ферритом
(см. рис. 6), с уменьшением которого графитизирующее воздей-
ствие легирующего элемента повышается.

26.	Влияние углерода и кремния

Наиболее важным в практическом отношении легирующим
элементом является кремний, который вместе с углеродом оказы-
вает наибольшее влияние на структуру и свойства чугуна. Поэтому
тройная система Fe—С—Si и ее диаграмма' состояния, последний
вариант которой представлен на рис. 57 [266], имеют большой тео-
ретический и практический интерес. Как видно из рис. 57, содер-
жание углерода в эвтектике, насыщенном аустените и в эвтектоиде
понижается с увеличением концентрации кремния (кремний ин-
тенсивно вытесняет углерод из растворов), причем температуры
критических точек повышаются. Можно также отметить, что
область у'РаствоРа постепенно выклинивается кремнием и что
эвтектическому и эвтектоидному превращениям в тройной диаграм-
ме состояний соответствуют уже не горизонтальные линии, как на
рис. 1 и 2, а трехфазные области, что является следствием увели-
чения числа степеней свободы. При этом в тех пределах, в каких
кремний встречается обычно в чугуне," он полностью растворим
в жидком металле и не образует, по крайней мере в стабильной
'системе, никаких новых фаз *

В твердом состоянии кремний практически концентрируется
в а- и у-растворах, однако, как 'уже указывалось, с увели-
чением содержания кремния в чугуне, особенно белом, обра-
зуется возрастающая по количеству новая карбидная фаза —

♦ При более высоком содержании кремния (свыше 16%) образуется особая
фаза — тройная эвтектика Fe (Si)—С—FeSir
122
to

СР

Рис. 57. Политермические (вертикальные) и изотермические (горизонтальные) разрезы стабильной тройной
диаграммы состояния Fe—С—Si сплавов

i

I

I

I

I

I

I

I
i

।
силикокарбид *. Другой особенностью поведения кремния в мета-1
стабильной системе, в противоположность стабильной, является]
понижение эвтектической температуры [282]. Это увеличение
интервала Тст—Тмеп±(рпс. 58), ка^и^цовьипеиие активност^! угле-
родаI B растворе^ является важнейшим стимулом воздействия крем-
ния на графитизацию чугуна в процессе кристаллизации, так как
на число эвтектических зерен, как видно из рис. 59, а, он не ока-
зывает [2451 или, как показали наши исследования, оказывает

Рис. 58. Влияние кремния, хрома, никеля и серы на темпе-
ратуры эвтектического превращения в стабильной Тст и
метастабильной ТмеП1 системах по разным исследованиям

очень малое (рис. 60) влияние. Точно так же кремний практически
не влияет на величину переохлаждения [2821.

В противоположность этому углерод, а следовательно, и угле-
родный эквивалент, оказывают значительное влияние на процесс
зародышевания, хотя воздействие это по своему характеру может
быть различным (рис. 59, б и 60). Чаще всего углеродный эквива-
лент, а значит, и углерод (влиянием кремния можно при этом пре-
небречь) укрупняют эвтектическое зерно**, что является след-
ствием уменьшения переохлаждения. Однако в некоторых случаях,
как показал Г. Мершант (рис. 59, б) наблюдается и обратная

4 При нагреве шлифа силикокарбид, располагающийся вокруг цементита,
принимает желтую окраску, а цементит — коричневую. В малоуглеродистом
белом чугуне при быстром охлаждении из аустенита выделяются, как впервые
показал Я. И. Малнночка, одновременно оба карбида — цементит и силико-
карбид, образующие особую структурную составляющую — карбидный эвтек-
тоид, а при распаде спликокарбида — карбидный перлит.

4' Наиболее ясно это выражено в модифицированном чугуне. В пемодифи-
цированном чугуне наблюдается (рис. 59, б) сначала размельчение зерна, что
связано с переходом от междендритного графита к неориентированному.
зависимость, что-объясняется интенсивным образованием флуктуа-
ций и самопроизвольных зародышей при высоком содержании
углерода, несмотря на уменьшение переохлаждения. Именно так
проявляют свое влияние углерод и углеродный эквивалент в чу-
гунах с низкой эвтектичностью (рис. 59, б). При модифицирова-
нии же этого чугуна общая закономерность укрупнения эвтектиче-
ского зерна углеродом сохраняется.

В соответствии с характером влияния на эвтектическое зерно
кремний оказывает сравнительно небольшое влияние п на изотер-

1124 I, можно только отметить явное передвижение линии начала
выделения графита БЛФ влево, что характеризует ускорение про-
цесса графитизации, положение же кривых РНФК, определяющих
конец процесса, изменяется мало.

Особого рассмотрения при анализе процессов кристаллизации
требует перераспределение элементов. В противоположность угле-
роду, характеризующемуся во всех случаях «прямой» микролик-
вацией, кремний, как показали Я. Н. Малиночка, а затем и
А. А. Жуков, характеризуется «прямой» ликвацией только в низко-
углеродистых и малокремнистых сплавах, и «обратной» в высоко-
углеродистых и высококремнистых сплавах (чугунах)*.

При «обратной» ликвации, практически характерной для обыч-
ных чугунов, кремний концентрируется в дендритных осях пер-
вичного аустенита и в центральных частях эвтектических коло-
ний. Исследования Я. Н. Малиночки [2141, проведенные электрон-
ным зондом, показали, что в дендритных ветвях концентрация
кремния доходит до 2,2%, а в междуветвиях — только до 1,35%

* Я. Н. Малиночка [214) обнаружил также «двойную» (промежуточную)
ликвацию кремния в среднеуглеродистых сплавах, хотя А. А. Жукову найти
ее не удалось («Литейное производство», 1965, № 11,28).
																
*i2oo %\fOOO  e 800 £^600  $ ш  ^200 ^/00 S g 80 S g 80 § & 40 * * 20  g 140 120  g too  §. BQ я so e 40  § 20 «4  Рис. 60.  & макс и макси мал				1	1	1										
														РМДАС_		
									А							
				Dc₽_										Ос		р
		а*-	[Г*													
																
															h	
			п													
																1
																т
				Пл					-**						Пл	
																
																
			[г										%			
						г										
								1 —								
						•	1								L	
							1	»							V 1 УГ,	
	3,5 3.7 3,9 4.1 4,3	2,0 2,2 2,  Углерод. %	Кремп  Влияние углерода и углеродного эквир фитизацию и структуру  &ср — максимальный и средний диаметр зе 1ьная и средняя длина графитных включе между пластин															

																
			1		•				1						•	g г»	О	°	Гхо	Оо	О>  s'3	L,	Количество графита Дисперсность  с	С %>	перлита Пд,мк
			1										•			
											•					
									D,	ср-						
								‘°-								
—																
		—					•'			—						
1																
г																
		—				—		/	1д				•			
										—						
Г																
																
									IrcjL				•			
																
															1	
,4 2.6 2.8	3,5 3.7 3,9 4,1 4,3  чий,7о	Углеродный эквивалент ft,  валента С-- у Si на эвтектическое зер матрицы серого чугуна ?рна: Г — количество графита; 1р макс и гний: П — количество перлита; П — рас иками перлита	д																
(при среднем содержании в чугуне 1,83%). Еще меньше (до 1%)
концентрация кремния на границах эвтектических колоний,
затвердевающих последними. И, действительно, как видно из

Продолжительность, сек

Рис. 61. Влияние кремния на диаграмму изотермической кристаллизации чу-
гуна: а— Si= 1,15%; б— Si = 3,2% (обозначения те же, что на рис. 46 в, г)

рис. 62, оси дендритов окрашены в более темный цвет вследствие
орлее высокого содержания кремния. Это подтверждено и в других
исследованиях (134; 1741, в частности найдено уменьшение содер-
жания кремния в жидкой фазе
по мере кристаллизации вплоть
до 0.25% в фосфндной эвтектике
на стыке зерен при исходном со-
держании кремния в чугуне 1,4%
(134 I. В малоуглеродистых чугу-
нах Я. Н. Малиночка нашел «двой-
ную» ликвацию кремния. В этом
случае концентрация кремния в
осях первичного аустенита меньше,
чем на периферийных участках,
что соответствует «прямой» микро-
ликвации кремния, в эвтектиче-
ском же аустените имеет место «об-
ратная» ликвация: в середине коло-
нии и вдоль графита содержание
кремния соответственно больше.

- Образуемая химическая не-
однородность не успевает вырав-
няться в процессе охлаждения
диффузии кремния и получается

протекает кристаллизация, чем быстрее последующее охлаждение
и.чем выше содержание кремния в чугуне. При этом с повышением
эвтектичности дендритная ликвация уменьшается вследствие
уменьшения количества первичного аустенита, а эвтектическая

Рис. 62. Микроструктура серого
чугуна (травление пикратом нат-
рия, увеличение Х50)
отливок вследствие низкой
тем заметнее, чем медленней
ликвация, наоборот, соответственно увеличивается. Все вышеука*
занное качественно в одинаковой мере относится как к серому, так
и к высокопрочному и белому чугуну, только в последнем случае
к указанным процессам ликвации добавляется еще, как показал
К. И. Ващенко и его сотрудники, неравномерное распределение

Рис. 63. Динамика влияния кремния,
никеля и алюминия на графитиза-
цию чугуна

элементов между аустенитом и
цементитом. В частности, крем-
ний концентрируется при этом
в твердом растворе (рис. 6), по-
вышая активность углерода,
что оказывает большое влияние
на процессы графитизации [1211.

Благоприятное влияние угле-
рода и кремния на графитиза-
цию чугунов в процессе кри-
сталлизации показано на рис. 60
и 63. При этом следует отме-
тить, что существуют два кри-
тических содержания кремния
(рис. 63, а). Первое соответст-
вует переходу белого излома в
серый, второе -максимальному
количеству графита в чугуне.
Оба эти критические содержа-
ния кремния не являются опре-
деленными, а колеблются в зна-
чительных пределах от 0,7 до
2,0%, и от 3 до 3,5% соответ-
ственно в зависимости от содер-
жания других элементов и
скорости охлаждения. Первое
критическое содержание'Тфем*
ння является результатом того,
что графитизация не возрас-
тает пропорционально концен-
трации элементов. Вначале с
увеличением содержания крем-
ния графитизация почти не про-
является, а затем при некото-

ром критическом содержании она резко возрастает, вследствие
чего белый излом превращается в серый. Это критическое содер-
жание тем больше, чем больше содержание антиграфитизирую-
щих элементов и скорость охлаждения. Второе критическое со-
держание кремния является следствием понижения общего содер-
жания углерода в чугуне с увеличением содержания кремния.
Поэтому количество графита сначала увеличивается, достигает
максимума и затем падает.
Графитизирующее влияние углерода и кремния в процессе
кристаллизации является причиной того, что в отбеленном чугуне
эти элементы уменьшают глубину отбела. В качестве примера па
рис. 64 [245] представлено влияние кремния. Усматривается, что
кремний примерно в одинаковой мере уменьшает как глубину
чистого отбела (х), так и величину переходной зоны (z). При этом
практически почти не изменяется соотношение между глубиной
чистого и общего отбела

х

А -

X \ Z '

(II. б)

которое А. К. Кривошеев [161 назвал отбеливаемостью и пред-
ложил как показатель качества отбеленных валков (с увеличением

Рис. 64. Влияние кремния на величину чистого отбела х, общего
отбела х -f- z и отбеливаемость А — * * в образце (3,1% С)
толщиной 19 мм, отливаемом на холодильнике (слева — обычный
чугун, справа — модифицированный)

глубины чистого отбела повышается сопротивление износу,
а с уменьшением величины переходной зоны увеличивается проч-
ность валков)*. Подобно кремнию влияет и углерод, однако по
интенсивности влияния на величину отбела углерод примерно
вдвое уступает кремнию, так что отбеливающее (или противо-
положное ему — графитизирующее) влияние углерода и кремния
может быть определено в этом случае суммой

С 4- 2Si - const.	(II. 7)

Из (II. 7) ясно, что 1% С может быть в этих условиях заменен
0,5% Si, что и соответствует более сильному влиянию кремния.
Справедливость выражения (II. 7) была подтверждена эксперимен-
тально для валков [16], ковкого чугуна [11] и других отливок

* Хорошая отбеливаемость колеблется в пределах 0,3—0,6.

9 Н. Г. Гиршович 707	1 29
из белого и отбеленного чугуна. В общем же случае справедлива
зависимость

С /zSi = const,	(II. 8)

где п— может иметь разные значения, больше или меньше еди-
ницы, в зависимости от состава металла и других факторов.

В частном случае при одинаковом влиянии этих элементов
зависимость выражается

С + Si - const,	(II. 9)

что на диаграмме в осях С — Si соответствует прямой, проведен-
ной под углом 45°. Сопоставление такой прямой с граничными
кривыми для белого и серого чугунов показывает, что зависи-
мость (II. 9) справедлива только для некоторых составов чугунов.
В остальных случаях касательные к граничным кривым в разных
точках описываются общим уравнением (II. 8). При высоком
содержании, углерода и соответственно низком содержании крем-
ния уклон касательных большой (п > 1) и, следовательно, крем-
ний действует сильнее углерода. В противоположных условиях,
т. е. при сравнительно низком содержании углерода и высоком
содержании кремния, уклон касательных мал (п < 1) и кремний,
следовательно, влияет на графитизацию слабее углерода. Так как
граничные линии между областями чугуна с разным изломом
и структурой (белым, половинчатым, серым) в действительности
(рис. 38) являются кривыми, то, как показывает анализ Ill],
их можно в наиболее общем случае представить уравнением гипер-
болы

С-Si const.	(II. 10)

Из этой зависимости следует, что действие каждого элемента тем
интенсивнее, чем меньше содержание другого элемента.

Способствуя графитизации в процессе кристаллизации углерод
и кремний одновременно влияют также на форму, величину и рас-
пределение графита. Прежде всего следует отметить, что при
сравнительно низких содержаниях углерода и кремния, как
это видно из рис. 38, в сером чугуне образуются анормальные
формы графита, а при еще более низких концентрациях — ком-
пактный графит. В соответствии с этим находятся исследования,
проведенные в ЧССР [59], согласно которым чугун с 1,5—2,1 %
и 1,8—3,0% Si кристаллизуется после модифицирования 0,02% В
и 0,01% Bi с образованием шаровидного графита без обычных
глобулизирующих элементов (Mg, Се); но исследованиям литейной
лаборатории ЛПИ такой графит при низком углероде получается
даже без модифицирования. В области же пластинчатого эвтекти-
ческого графита можно в зависимости от содержания углерода и
скорости охлаждения получить междендритное или, наоборот, рав-
номерное и неориентированное его распределение. И действи-
130
тслыю. при 3% Si и 1 % Мп в чугуне была найдена зависимость

С в %.................................. 2,3	2,5	2,7	2,9

Критическая скорость охлаждения для
образования междендритного графита
в град/сек........................... 0,16	0,60 1,05 1,56

Уменьшение содержания углерода действует, следовательно,
так же, как увеличение скорости охлаждения. Это объясняется
тем, что для образования междендритного графита необходимо

Рис. 65. Структуры высококремп истых чугунов: а — типа «силал» с содержанием
5,5% Si (ЖЧС—5,5 по ГОСТу 7769—63) (X 150); б—типа «ферросилнд» с
содержанием 14,5—18,0% Si (Ф15 и Ф17 по ГОСТу 2233—43) (Х250)

только достаточное переохлаждение и безразлично, достигается ли
это снижением содержания углерода или увеличением скорости
охлаждения. Поэтому кремний,.незначительно влияющий на пере-
охлаждение, мало влияет и на образование междендритного гра-
фита. Можно наблюдать иногда даже обратную зависимость:
междендритное расположение графита появляется в чугунах
с высоким содержанием кремния (рис. 65), что является след-
ствием понижения в них содержания углерода. В отношении же
неориентированного графита следует отметить, что оба элемента
(углерод и кремний)дкрупняют его выделения^что проявляется
не только в сером (рис. 60), но и в высокопрочном и ковком чугу-
нах (рис. 66), причем^углерод действует интенсивнее кремния.

Благоприятное влияние углерода и кремния на графитизацию
проявляется также в процессе перекристаллизации, т. е. в аусте-
нитной и эвтектоидной областях, * как это видно из рис. 60,
<по объясняется ростом активности и градиента концентрации

“ О влиянии углерода и кремния при отжиге ковкого чугуна см. стр. 233.

9*	131
3.0%C,L8KSi.	3,8 % С, I.SCb	3,o%c; \0 S'..	1

2,3%c; o,bx$i. WKCyiMKSL	2^т>с;кчч8Ь

Рис. 66. Влияние углерода и кремния на выделения графита и высокопрочном (вверху) и ковком (внизу) чугунах
yr лерода’в растворе при повышении содержания кремния (рис. 67)
и увеличением общего количества графита в чугуне, играющего
инициирующую роль при повышении содержания углерода.
В последнем случае этому способствует, кроме того, более круп-
ное эвтектическое зерно, характерное для высокого содержания
углерода. И действительно, как видно из рис. 68 [206; 2771,
укрупнение зерна и увеличение содержания углерода в чугуне
задерживают изотермический рас-
пад аустенита при больших пере-

Продолжительность, сек.

Рис. 68. Влияние величины
зерна (а) и содержания угле-
рода (б) на кривые изотермичес-
кого распада аустенита в чугуне
/ — начало процесса*. 2 — конец
процесса; сплошные линии — мел-
козернистый чугун, штриховые ли-
нии — крупнозернистый чугун

Рис. 67. Влияние кремния на
температуру и концентрацию
углерода в стабильном и мета-
стабилыюм эвтектоидах

охлаждениях, по ускоряют при малых переохлаждениях, т. е.
в верхней части перлитной области, где распад аустенита проис-
ходит с образованием феррита. Такое влияние зерна на умень-
шение устойчивости аустенита в верхней зоне превращения под-
тверждается исследованиями И. Н. Богачева [3], который пока-
зал, что вне зависимости от причины укрупнения зерна в чугуне
это ведет всегда к ферритпзацин структуры:

Чугун	Содержание элементов в %					
	Соб	^св	Si	Мп	S	Р
Крупнозернистый	3,30	0,30	1,8	1,0	0,08	1,0
Мелкозернистый	3,30	0,65	1,7	0,9	0,10	1,0
Влияние углерода_ц^-кр£МН21я на диаграмму изотермического
распада аустенита усложняется в чугуне тем, что они как графи-
тизагоры^нособствуют.4х^_ито-гр.аф1Ш1рму превращению, а как
элементы, образующие растворы с аустенитом, тормозят образо-
вание феррито-карбидной смеси. Кинетика распада аустенита
в перлитной области определяется в конечном счете результирую-
щей обоих процессов [31, и влияние углерода оказывается отри-
цательным (рис. 69); такое же, хотя и менее сильное влияние ока-
зывает кремний. Поэтому с увеличением содержания углерода
и кремния в чугуне происходит не только ферритизация матрицы,

Рис. 69. Влияние углерода и других элементов на устойчивость
аустенита в верхней зоне превращения

но и уменьшение дисперсности остающегося перлита. В про-
межуточной же области кремний тормозит превращение и
передвигает соответствующие кривые изотермического распада
вправо.

Однако, оценивая влияние легирующих элементов, в первую
очередь кремния, на перекристаллизацию матрицы чугуна, сле-
дует учитывать нс только среднее содержание его в металле, но
и характер и степень микроликвации, образуемой в процессе
кристаллизации. Вследствие неравномерного распределения эле-
ментов, в том числе кремния, процессы перекристаллизации
происходят неодновременно по объему и развиваются в разной
степени, что приводит часто к образованию различных структур
в соседних микрообъемах. Поэтому кремний, повышая крити-
ческий интервал и концентрируясь (по крайней мере в чугунах
с высокой эвтектичностью) в центральных частях первичного
аустенита if эвтектических колоний, вызывает там при охлажде-
нии начало эвтектоидного превращения. Кроме того, надлежит
отмстить, что вследствие зависимости интервала эвтектоидного
превращения от концентрации кремния микроликвация его при-
водит во всех случаях к соответствующему расширению этого
температурного интервала. Однако микроликвация кремния не
является причиной образования этого интервала, так как согласно
правилу фаз он должен существовать и в отсутствии ликвации.
134
27.	Влияние марганца и серы

Совместное рассмотрение влияния марганца и серы необходимо
вследствие их большого химического сродства. Это приводит
к образованию прочных тугоплавких мало растворимых и хорошо
оформленных идиоморфных сульфидов марганца

FeS + Mn^Fe г MnS	(II. 11)

или, вернее, сульфидов, богатых марганцем,

MnS I FeSz^(Mn, Fe) S,	(II. 12)

что имеет следствием взаимную нейтрализацию влияния элемен-

тов. Поэтому влияние марганца и
гуна определяется избытком только
того элемента, который остаётся
свободным после образования суль-
фидоВуяо реакциям (II. 11) и (П.
Т2). В связи с этим, говоря о мар-
ганце и сере, нужно подразуме-
вать, как это и делается в даль-
нейшем,^только избыток этих эле-
ментов.Ц1а практике в большин-
стве случаев имеет место избыток
марганца и только в исключи-
тельных случаях—избыток cepbQ

В жидком металле марганец во
всем диапазоне концентраций, а
сера — в тех низких пределах, в
каких она обычно встречается
в чугуне, полностью растворимы *.
1При этом марганец несколько но-
1ннжает, а сера интенсивно повы-
}шает активность углерода [299],
'по крайней мере в жидком металле
(рис. 54), соответственно изме-
няя его растворимость (рис. 70).
На эвтектическую температуру

серы на кристаллизацию чу-

Рис. 70. Влияние кремния, фос-
фора, марганца и серы на раствори-
мость углерода в жидком металле

марганец оказывает небольшое влияние, ^сера же заметно умень-
шает интервал —TMetn (рис. 58) **, что находится в соответствии
с ее интенсивным торможением графитизации. Кроме того, сера
размельчает эвтектическое зерно (рис. 71) что, по-видимому,

* Области несмешиваемости в системе Fe—С— S образуются только при
высоких концентрациях серы. Значение этих концентраций тем меньше, чем
выше содержание углерода, кремния, фосфора и особенно марганца [59; 299].
В частности, при 4,2% С максимальная растворимость серы составляет 1,5%,
что значительно превосходит обычные концентрации.

** Данные по сере, как и по никелю, получены в литейной лаборатории ЛПИ
при участии В. Я. Билыка и В. М. Голода.
связано с увеличением переохлаждения [245; 281 1, марганец же
оказывает и в этом отношении слабое влияние."

Вследствие неограниченной растворимости в Твердом состоя-
нии марганец не образует новых фаз в чугуне, он распределяется
в том или ином соотношении между аустенитом (ферритом) и це-
ментитом (см. рис. 6), образуя с последним изоморфные кристаллы
(Fe, Мп)3С, а с ферритом —
растворы замещения. При
этом коэффициент распреде-
ления марганца между цемен-
титом и аустенитом (ферри-
том) составляет около 2, но
в зависимости от содержания
других элементов может быть
в пределах от 1,5 до 4,5
А [174]. Образуя твердый рас-

Рнс. 71. Влияние серы на размер эвтекти-
ческого зерна в сером чугуне (а) и вели-
чину переохлаждения при кристаллиза-
ции (б)

твор с аустенитом, марганец,
в противоположность крем-
нию, резко снижает темпе-
ратуру у -> а-превращения,
расширяет область у-рас-
твора и способствует обра-
зованию мартенситно?! и
аустенитной структур. В соот-
ветствии с этим повышение
содержания марганца в чу-
гуне значительно передви-
гает кривые изотермического
распада аустенита вправо.
Устойчивость аустенита в
перлитной области возра-
стает, а распад в промежу-
точной области постепенно

подавляется. Так, например,
при 2,5 — 3,8% Мп (рис. 72) в высокопрочном чугуне остается
только перлитное превращение [185]. Одновременно понижается

точка мартенситного превращения; при 3,78% Мп она распола-
гается ниже нуля, что при достаточно быстром охлаждении делает
возможным получение аустенитной структуры. В сером чугуне
марганец влияет таким же образом, но концентрация его для по-
лучения указанных структур должна быть больше (примерно 5%
и 12% соответственно). На положение же точки магнитного пре-
вращения цементита марганец оказывает сравнительно слабое
влияние.

£В противоположность марганцу сера характеризуется весьма
ограниченной растворимостью в твёрдом металл^ хотя в би-
нарных сплавах эта растворимость вполне ощутима, особенно
136
при высоких температурах, как это видно из следующих данных: *

t в СС . . . . 1500	1200	988	913 (у)	913 (а)	764	325

Sb %. . . .0,075	0,053	0,02	0,010	0,035	0,0115	2-10-5

' Однако в присутствии углерода растворимость серы снижаете^
так что в чугунах тропная эвтектика состава 0,17% С и 31,7% S

№ рис.	Линии	Содержание элементов в %					
		С	Si	Мп	Р	S	Mg
72, а	Сплошные	3,48	2,09	0,71	0,12	0,06	—
72, а	Штриховые	3,42	2,08	0,69	0,13	0,03	0,06
72, б	Сплошные	3,50	2,15	2,78	0.12	0,02	0,06

Рис. 72. Влияние марганца и магния на распад аустенита

появляется уже при концентрации около 0,02% S. Эта эвтектика
образуется при температуре 975° С, однако примеси могут зна-
чительно снизить эту температуру. Все же и в этом случае сера
немного растворяется в аустените (феррите) неособенно в цемен-
тите, что подтверждается сравнением результатов химического
анализа белого чугуна методами возгонки и сжигания [31: при
сжигании серы получается больше (0,08—0,12% вместо 0,06—
0,08%), так как карбиды при возгонке целиком не улавливаются.

* И. С. Куликов. Сб. Растворы на основе железа. АН СССР, 1962,
№ 10.
Растворимость серы в цементите подтверждается также и другими
исследованиями 11741, однако (главная масса ее располагается
по границам эвтектических зерен*"i в графите [288|,4<то оказывает
влияние на скорость диффузии углерода и'скорость роста графита.

Что касается влияния на графитизацию, то широко известно,
что марганец и сера препятствуют образованию графита в период
кристаллизации * и особенно в процессе перекристаллизации.

Рис. 73. Влияние избытка марганца и серы на графи-
тизацию серого чугуна

обеспечивает максимальную графитизацию. ?Наиболее полная
нейтрализация одного элемента другим наблюдается обычно при
соотношении

Мп 1,7S I- (0,24-0,3).	(II. 13)

Избыток марганца, отрицательно влияющий на графитизацию,
определяется, следовательно, выражением

[Мп 1мдб - Мп — 1,7S—(0,24-0,3),	(И.14)

а избыток серы соответственно:

[S]^ о------------j-y----.	(11.15)

Поэтому с повышением содержания марганца или серы
(рис. 73) глубина отбела сначала уменьшается, а потом увеличи-
вается [304]**. Это влияние проявляется тем интенсивнее, чём

* Влияние серы на графитизацию в эвтектическом интервале, по-видимому,
тесно связано с наличием кислорода, в отсутствие которого сера сверх опреде-
ленного предела перестает действовать как антиграфитизатор [280].

** Как видно из рис. 73, влияние марганца на величину отбела проявляется
тем сильнее, чем выше содержание серы, что свидетельствует о зародышевом
действии MnS. Таково же действие Се8(Л. П., 1965, № 3).
менее благоприятны условия для графитизации^' т. е. преимуще-
ственно в эвтектоидном интервале, при больших концентрациях
марганца и серы, низком содержании кремния и большой скорости
охлаждения, в частности на отбеленном литье. Так, например,
величина отбела на листопрокатных валках изменяется с увеличе-
нием содержания марганца следующим образом [16]:

Мп в %	Глубина чистого отбела х в мм	Глубина переходной ЗОНЫ 2 в мм	Отбеливаемость
0,52	24	70	0,26
0,86	25	143	0,15
1,22	26	До центра	<0,07

Отсюда следует, что\марганец увеличивает главным образом
глубину переходной зоны,"так что отбёливаемость чугуна умень-
шается, сера же увеличивает не только, переходную зону, но

Рис. 74. Влияние серы на размеры графита при раз-
ных температурах перегрева чугуна

и зону, чис^го отбела; при этом отбеливаемость значительно
Уменьшается, вследствие чего в этом случае рекомендуется при-
менять модифицирование [16].

Марганец и в особенности сера оказывают также влияние на
величину и форму выделений графита. Влияние марганца выра-
жается в размельчении графита, возрастающем с концентрацией,
сера же изменяет не только^размеры, но н распределение и форму
Ерафита, и соответствующая зависимость от концентрации при этом
проявляется весьма сложно и своеобразно.; Как видно из рис. 74
[258], графит при низком содержании серы (—0,002%) полу-
чается мелким и междендритным *, затем его размеры увели-
чиваются (до 0,03—0,1 % S) и он становится равномерно-пла-
стинчатым, после чего он вновь размельчается постепенно превра-
щаясь в анормальный сетчатый, полностью замещая пластинчатый.

* По ряду данных графит при очень низком содержании серы получается
даже компактным и шаровидным.
По мере дальнейшего увеличения содержания серы появляется
компактный и шаровидный графит наряду с карбидами, которые
затем приводят^ полной замене стабильной эвтектики ледебури-
том. При этом^величина графитных выделений сначала возрастает
(замена междшгДритного графита неориентированным), затем па-
дает (увеличение количества сетчатого графита), потом вновь
возрастает (образование компактного графита) и, наконец, графит
вовсе исчезает^)[258; 280]. Разумеется, концентрация серы, не-
обходимая для получения той или иной структуры, зависит от ряда
факторов (скорости охлаждения, перегрева, содержания других
элементов, особенно водорода). В частности, рис. 74 иллюстри-
рует влияние перегрева чугуна в печи: чем выше температура,
тем меньше выделения графита и тем раньше образуется ледебурит-
ная структура. Особый интерес представляет образование шаровид-
ного графита в ковком чугуне при определенном отношении
S : Мп, причем число зародышей, как показано в совместной
работе автора с П. Т. Шевчуком и Л. М. Барышевским, в этом
случае значительно возрастает (рис. 75), так же, как в сером
чугуне (рис. 71). При этом переходной формой к шаровидной
является компактная с неполностью выраженным радиальным
строением в поляризованном свете [274]. То же наблюдается
и в сером чугуне, только при более высоком содержании
серьь

^ехапизм влияния серы на форму графита остается все еще
не выясненным^. Однако можно полагать, что сложное влия-
ние серы является результатом ее растворения, адсорбции**,
образования сульфидов и связывания других, в том числе
поверхностно активных элементов, вследствие чего изменяются
скорость и форма роста, переохлаждение и число зародышей
графита ***.

Что касается механизма влияния марганца, то он значительно
проще и яснее. Увеличивая силы связи между железом и угле-
родом в жИДком растворе, марганец уменьшает активность угле-
рода и число’зародышей в чугуне^ (рис.- 71) и' препятствует
графитизаций в процессе крйсталлизацииТ^ще сильнее прояв-
ляется * влияние” марганца в процессах^перекристаллизации
вследствие понижения температуры превращения, увеличения
сил связи с углеродом и повышения устойчивости цементита.

* Образование шаровидной формы графита можно частично объяснить,
как это делают Р. Тодоров и др. [230), увеличением числа зародышей.

** По данным А. П. Любченко [212], концентрация серы в графите превы-
шает в 5—12 раз ее среднее содержание в чугуне.

*** Связь между скоростью роста, переохлаждением и числом зародышей
вытекает из законов реальной кристаллизации. Именно поэтому сера, умень-
шая линейную скорость роста графита увеличивает переохлаждение и число
зародышей (рис. 71). При изотермическом же процессе сера увеличивает его
продолжительность.
Рис. 75. Влияние отношения S : Мп на количество и форму углерода
отжига в ковком чугуне (X 100)
28.	Влияние фосфора

Диаграмма состояний Fe—С -Р сплавов разработана главным
образом по метастабилыюму варианту (рис. 76). Стабильный
вариант практически отсутствует; Я. Н. Малипочка [2151 только
приближенно наметил коноду аустенит—графит ДГ, соответ-

Рис. 76. Горизонтальная проекция тройной диаграммы состояний
системы Fe—Fe3C—Fe3P

ствующук^коноде метастабильной системы аустенит—цементит ДС
(рис. 76)5 Как видно из этих данных, а также из рис. 70, фосфор
подобно кремнию интенсивно понижает растворимость углерода
в жидком чугуне и повышает его активность^.но в двухфазной
области, как утверждает А. А. Жуков [1931, он действует в обрат-
ном направлении. В противоположном жидкому состоянию,
фосфор характеризуется ограниченной растворимостью в твердом
142
состоянии, понижающейся с увеличением содержания углерода
в чугуне.? Это обстоятельство и, что особенно важно, большая
склонность фосфора к ликвации, усиливающаяся в присутствии
кремния, приводит к образованию фосфидной эвтектики, состоящей
из насыщенного фосфором раствора, фосфида Fe3P и высокоуглеро-
диетой фазы — цементита или графита?* В первом случае эвтектика
называется тройной, во втором — «двойной», хотя по существу
она псевдодвойная, так как графит в этом случае кристал-
лизуется на имеющихся выделениях, и в тройной по природе

Рис. 77. Структуры фосфидной эвтектики: а — ФС-1—без крупных пластин
цементита, рекомендуемая как пример «двойной» фосфидной эвтектики по ГОСТу
3443 -57 (Х400); б — ФС-2 — с крупными пластинами цементита, рекомендуемая
ГОСТом 3443—57 как пример тройной фосфидной эвтектики (Х400); в — дей-
ствительно «двойная» вернее псевдодвойная фосфидная эвтектика (Х400)

эвтектике соответственно остаются только две фазы: у-раствор
и фосфид. Однако микрографически трудно отличить указанные
типы фосфидной эвтектики, и в этом отношении имеются непра-
вильные рекомендации. Так, например, ГОСТ 3443—57 приводит
как отличительный признак «двойной» эвтектики отсутствие
крупных пластин цементита (рис. 77). Между тем, тщательные
исследования с применением специальных методов травления,
проведенные Н. Г. Гиршовичем и А. Я. Иоффе [37], с одной сто-
роны, и Я. Н. Малиночкой и Н. Г. Осада [2151 — с другой, пока-
зали, что первые две структуры на рис. 77 (ФС-1 и ФС-2 по ГОСТу
3443—57) представляют тройную фосфидную эвтектику, но в случае
ФС-2 (рис. 77, б) имеются еще крупные пластинки эвтектического

* Состав фосфидной эвтектики колеблется по разным данным: С — 1,96 -?

2,40%, Р 6,89%, Fe — 90,714-91,15%. При наличии некоторых специаль-
ных элементов, как-то As, Sb, Mo, V, фосфидная эвтектика обогащается ими,
что ведет к повышению твердости.
цементита. Истинно же двойная эвтектика встречается сравни-
тельно редко (рис. 77, в). Обычно цементит тройной эвтек-
тики весьма устойчив и не распадается в процессе кристаллиза-
ции,* но при отжиге его можно в благоприятных условиях разло-
жить и тройную эвтектику таким образом превратить в двойную.
В связи со всем вышеуказанным предлагается внести соответ-
ствующие изменения в ГОСТ 3443—57 [1961.

Общий ход кристаллизации фосфористых чугунов (рис. 78)
таков, что сначала в интервале 7\—7\ выделяются первичные

Fe—С эвтектика (7\ — 7\) с постепенным •

фазы, затем бинарная

Рис. 78. Схема кристаллизации
фосфористого чугуна

обогащением жидкого раствора фос-
фором, и, наконец, при темпера-
туре Tti около 950° на границах
эвтектических зерен выделяется фос-
фидная эвтектика в виде сетки или
отдельных включений разной вели-
чины. Таким образом, кристаллиза-
ция фосфористого чугуна протекает
в большом интервале температур. При
этом, как видно из табл. 3 [276],
фосфор, как н кремний, понижает
содержание углерода в бинарной
эвтектике, но в противоположность
ему снижает также и температуру
превращения.

Кинетические диаграммы (рис. 79), построенные К. П. Буниным,
и Н. Г. Осада [1831, показывают, что при содержании 0,01 % Р
(рис. 79, а) фосфидная эвтектика не образуется. Процесс кристал-
лизации протекает по обычной ранее описанной схеме. Он начи-
нается с выделения аустенита по линии 03, за которым в верх-

Таблица 3

Критические точки при кристаллизации Fe—С—Р системы

С в %	Р В %	Температура в °C при кристаллизации		
		первичного аустенита	бинарной эвтектики	тройной эвтектики
3,60	—	1222	1153	—
3,60	0,025	1224	1126	—
2,80	0,39	1281	1110	929
2,56	1,05	1261	1071	945
2,15	4,95	1078	983	948

* Устойчивость цементита в фосфидной эвтектике, вероятно, объясняется
низким содержанием Si и повышенной концентрацией Мп к Сг [134 |.

нем температурном интервале следует кристаллизация стабильной
эвтектики но линии БЛ, в нижнем интервале — кристаллизация
метастабильной эвтектики по линии ЛИ, а в среднем интервале —
смешанная кристаллизация в области ЛНР. Завершение же
кристаллизации происходит по линии ЕНРК. Продолжительность
изотермической кристаллизации резко уменьшается с пони-
жением температуры. В твердом состоянии при длительной вы-
держке возможен распад цементита, который начинается на ли-
нии РУ и заканчивается на линии ИХ. Тоже наблюдается и при
0,49% Р (рис. 79, в) с той только разницей, что полное завершение
кристаллизации имеет место при температурах ниже 950° с обра-
зованием тройной фосфидной эвтектики (Д г Ц -j- ФС), выделение
которой начинается на линии МШ и заканчивается на линии КШ.
При температуре же выше соответствующей линии ШРИ (950°)
в чугуне остается всегда жидкая обогащенная фосфором фаза,
сколько бы времени отливка не выдерживалась. В случае доста-
точно длительной выдержки при температурах ниже 950°, есте-
ственно, происходит распад цементита с образованием графита.
Этот процесс начинается по линии РУ, а закапчивается по ИХ
с образованием псевдодвойной фосфидной эвтектики А + Г ФС.
Некоторые особенности имеет кинетическая диаграмма для про-
межуточного чугуна с 0,1% Р (рис. 79, б). Процесс кристаллиза-
ции эвтектики в этом случае заканчивается по штриховой ли-
нии ЯЭ, однако небольшая часть высокофосфоритной жидкости,
возникающая вследствие ликвации, при этом все же остается.
Поэтому выдержка при температуре соответственно линии ЕЮП,
достаточная для некоторой гомогенизации и перераспределения
фосфора, приводит к полному завершению при температурах
выше 955°. Таким образом, своим образованием фосфидная эвтек-
тика в чугуне с 0,1 % Р (и меньше) обязана ликвации. Фосфидная
эвтектика образуется в этом случае при сравнительно быстром
охлаждении, в то время как при 0,49% Р она обнаруживается
независимо от скорости охлаждения. Следовательно, подтвер-
ждается положение, что по крайней мере в чугунах исследованных
составов всегда образуется тройная фосфидная эвтектика, которая
только при достаточно медленном охлаждении или длительной
выдержке может превратиться в псевдодвойную. Вопрос о воз-
можности прямого образования стабильной фосфидной эвтектики
при более высоком содержании кремния в чугуне требует экспе-
риментальной проверки.

^Влияние фосфора на эвтектическое зерно иллюстрируется
следующими данными. [281 ]:

Р в % . . . .	0,075-0,093	0,26-0,29	0,45—0,48	0,65—0,68	0,95—1,07

Площадь зерна

в мм* . . .	0,575	0,349	0,357	0,318	0,250
Указанное размельчение зерна усиливается при присадке фос-
фора в ковш [245 ], что связано с его модифицирующим действием.
При эвтектическом превращении фосфор оттесняется графитом,
целиком распределяясь в матрице [2121, в связи с чем он оказывает
весьма небольшое влияние на форму графита?^

В процессах перекристаллизации, в частности, при эвтектоид-
ном превращении, влияние фосфора так же, как и кремния, вы-
ражается в повышении критического интервала Г361:

Р в %.................... 0,150

Температурный интервал

в °C:
при нагреве............	790—780

» охлаждении . . .	750—725

0,229

780-860

770—726

0,450	0,729

875—870	825—870

780—725	780—725

В то же время диаграммы изотермического превращения аусте-
нита сравнительно мало изменяются при легировании чугуна
фосфором, однако, как показал И. Н. Богачев [3], фосфиды уско-
ряют распад аустенита вследствие обогащения близлежащего
твердого раствора углеродом при кристаллизации малоуглероди-
стой фосфидной эвтектики.

©следствие графитизирующего влияния, глубина отбела в от-
ливках несколько уменьшается при повышении содержания фос-
фора в чугуне [245]. Вместе с тем следует отметить, что фосфор
задерживает распад перлитаЛЭто находится в соответствии с часто
наблюдаемым явлением: цементит и перлит, расположенные
вблизи фосфидной эвтектики, распадаются с большим трудом.
Указанное объясняется «обратной» микроликвизацией кремния
и «прямой» микроликвизацией карбидообразующих элементов,
концентрирующихся на границе зерен и в фосфидной эвтектике
[134], о чем свидетельствуют следующие данные (в ?о):

Место анализа	Si	Мп	Р	Сг	Ni	Си
В чугуне (в среднем)	1,40	0,94	0,11	0,32	0,19	0,14
На границе зерен	1,14	0,56	Мало	0,32	0,13	—
В фосфидной эвтектике	0,25	2,37	9,02	3,82	0,05	—

29.	Обобщенные данные по влиянию обычных
элементов

Общая картина сопоставления влияния так называемых обыч-
ных элементов на графитизацию в эвтектическом и эвтектоидном
интервалах, а также характер графита и величину эвтектического
зерна представлена на рис. 80 [304]. О влиянии на графитизацию
10*	-	147

при эвтектическом превра-
щении можно судить по ко-
личеству графита в тонких
образцах (верхние диаграм-
мы), в которых ферритизация
не происходит, влияние же
на распад перлита иллюстри-
руется количеством связан-
ного углерода в более тол-
стых образцах. О характере
графита можно судить по
ниже расположенным двум
диаграммам, на которых
представлены доля межден-
дритного графита и длина
неориентированных включе-
ний. Величина же эвтекти-
ческого зерна оценивается
по балльной системе на са-
мых нижних диаграммах
(чем выше балл, тем мельче
эвтектическое зерно).

Анализируя эти данные,
можно видеть, что углерод и
кремний способствую^ гра-
фитизации в’рбоих темпера-
турных интервалах, только
в некоторых случаях коли-
чество связанного углерода
в чугуне с более низким со-
держанием углерода оказы-
вается меньше вследствие
большего образования фер-
рита в присутствии межден-
дритного графита. При этом,
как видно из рис. 80, крем-
ний не оказывает заметного
влияния ни на размер, ни
на расположение графита,
ни на величину эвтектичес-
кого зерна, в то время как
углерод укрупняет. графит,
препятствует его межден-
дритному распределению и
размельчает или в других
случаях (см. рис. 59, б)
увеличивает эвтектическое
зерно, что зависит от количества углерода и характера графита. Сли-
чая далее влияние марганца и cegw, можно видеть, что они, в про-
тивоположность угтгеррду~й~ кремнию, препятствуют графитиза-
ции, причем в эвтектоидном интервале особенно резко прояв-
ляется ВлТИЯША^серьй При этом оба элемента размельчают графит
и способствуют его Междендрйтному расположению. На эвтекти-
ческое же зерно они действуют по-разному: сера его размель-
чает, марганец — существенного влияния не оказывает. Что
касается фосфора, то можно отметить, что при „эдтектоидноч.
превращении _он_ тормозит^. при эвтектическом — способствует
графитизации, нёсколько_укрупняет выделения графита и пре-
пятствует его междендрйтному расположению, а эвтектическое
зерно — размельчает. Общий анализ влияния этих элементов и
вероятный механизм этого влияния на графитизацию представ-
лены в табл. 4.

Таблица 4

Влияние обычных элементов на графит и эвтектическое зерно в чугуне

Наименование	с	Si	Мп	S	Р
Графитизация при кристаллизации	-1-	' г	—	—	
То же при эвтектоидном превращении	I 	4-	—	—	—
Образование междендритного графита	—	0		г	-
Размер неориентированного графита	I-	0	—	—	
Эвтектическое зерно	! .	0	0	—	—
Вероятность влияния на графитизацию путем изменения:					
интервала Т(Щ — Тмет	—				
числа зародышей	'Г	-	—	—	L
скорости роста	—	к		г	
энергии связен между атомами (иона- ми)	Г	г			

Примечание. Знак (г) означает, что элемент способствует графити-
зации пли междендрйтному рас положен ню, увеличивает размеры графита и эвтек-
тического зерна, а также вероятность того или иного механизма воздействия;
знак (—) означает обратное; нуль — отсутствие влияния; вопросительный знак —
невыясненность вопроса.

Приведенные данные вновь подтверждают положение о много-
стороннем характере механизма влияния элементов на графити-
зацию. И, действительно, как видно из табл. 4, механизм вли-
яния элементов па графитизацию проявляется по-разному.
150
30.	Влияние специальных элементов

Характер влияния специальных элементов на диаграмму
состояний Fe—С сплавов и графитизацию чугуна чрезвычайно
разнообразен. Эти элементы можно разбить на три группы. Пер-
вая^ из них характеризуется расширением у-с^ласти, преимуще-
ственной концентрацией в а- и у-растворах и слабой связью
с углеродом ОцжЗДЬ .коба/ibx образуют весьма неустойчивые
карбиды Ni3C и Со3С, изоморфные с цементитом, медь вовсе не
образует соединений с углеродом), ^ледует также отметить, что
никель и кобальт отличаются неограниченной растворимостью
в чугуне и не образуют поэтому новых фаз. Все три элемента,
особенно никель, понижают растворимость (и повышают актив-
ность) углерода в жидком (рис. 54) и твердом растворах, а также
в эвтектике и эвтектоиде и повышают эвтектическую температуру,
одновременно понижая эвтектоиднуюУМедь отличается ограничен-
ной растворимостью как в жидком^З^В^о), так и в твердом
(0,15—3,5%) состоянии, пределы которой зависят от температуры
и состава чугуна *. Сверх растворимости медь выделяется в чугуне
в свободном состоянии как отдельная, часто очень дисперсная
фаза^₽лияние этой группы элементов во многом аналогично влия-
нию кремния, с той только разницей, что кремний сужает область
у-раствора и повышает температуру эвтектоидного превращения.
Это сходство с кремнием еще больше подчеркивается тем, что
никель (и, но всей видимости, кобальт и медь) расширяют интер-
вал Тст—Тмет (рис. 58, а), что соответствует их графитизирую-
щему влиянию.

Ко второй группе специальных элементов можно отнести _Сг>
MoTW/V, которые в противоположность первой группе, сужают
область' у-раствора. Они распределяются между аустенитом
(ферритом) и цементитом в том или ином соотношении, концентри-
руясь преимущественно в цементите и образуя изоморфные смеси
типа (Fe, Э)3С. При содержании в количестве превышающем пре-
дел растворимости в цементите в чугуне возникают специальные
карбиды: Cr7C3, Cr^Ce, Mo^Ce, Мо2С, W.2C, WC, V4C3 и др. Все
эти элементы, как то следует из рис. 54, повышают растворимость
и уменьшают активность углерода в жидком растворе, причем
в отношении хрома и ванадия показано такое же влияние элемен-
тов на активность углерода в аустените, что свидетельствует об
увеличении сил связи с углеродом не только в жидком, но и
в твердом растворе.

[Наибольший практический интерес из указанных элементов
представляет хром, встречающийся в чугуне в довольно больших
концентрациях (до 35%).' Его влияние на диаграмму состояния

* Растворимость меди в чугуне, особенно в жидком состоянии, резко повы-
шается с увеличением содержания никеля, алюминия, марганца, хрома и крем-
ния и понижается с повышением содержания углерода [63; 241J.
видно из рис. 81 [246].!'Хром повышает растворимость углерода
в жидком металле, понижает содержание углерода в эвтектике *,
твердых растворах и перлите, повышает температуру эвтектиче-
ского и эвтектоидного превращений и суживает область аустенита?^

Подобно другим элементам своей группы, хром концентри-
руется преимущественно в карбидах. Отношение содержания

Рис. 81. Псевдобинарные диаграммы тройной системы Fe—С—Сг

хрома в карбидах к содержанию в феррите достигает 3—5 [48,
174]. Особых структурных составляющих при малых концентра-
циях хром не образует, он растворяется в цементите (карбид Кс
на рис. 81). При больших же содержаниях хрома образуются
специальные карбиды: тригональный карбид Сг7С3 (/(2 на
рис. 81), в котором 2—4% ат. хрома могут быть замещены желе-
зом, и кубический гранецентрированный карбид Сг23Св (Ki на
рис. 81), в котором при 800° может быть до 80% ат. железа. **

* В противоположность хрому, ванадий повышает содержание углерода
в эвтектике и эвтектоиде, но, как и хром, повышает их температуры [63].

** Кроме того, ледебурит при 9,5% Сг частично, а при 13% Сг полно-
стью замещается эвтектикой другого типа—с цилиндрическими колониями
(К. П. Б у и и н и др. —«Литейное производство». 1965, № 9).
152
^Особенно интересно отмстить, что хром, в противоположность
кремнию, никелю и подобно сере, значительно уменьшает интер-
вал Тст—Тмет (рис. 58, б), что находится в соответствии с его
отрицательным влиянием на графитизацик^Таким образом, хром
"повышает эвтектическую температуру при метастабильном пре-
вращении, но понижает в то же время эту температуру при ста-
бильном превращении. Поэтому, если экстраполировать соответ-
ствующие линии на рис. 58, б, то они при некотором содержании
хрома (—2,5%) пересекутся. Следовательно, пренебрегая нс-
идеальностью раствора, можно заключить, что в чугуне данного
состава (—3,1% С и 1,9% Si) карбиды при 2,5% Сг становятся
стабильными и такой чугун уже принципиально не может графи-
тизироваться. Т1ри меньших же содержаниях хрома получение
графита или цементита (серого или белого чугуна) в процессе кри-
сталлизации зависит от содержания других элементов и скорости
охлаждения, например: 2*

Сг в %............................. 0,05	0,50	1,07

Критическая скорость охлаждения для по-

лучения отбела в град!мин....... 235	165	35

Из особенностей влияния других элементов этой группы на
структуру чугуна следует отметить образование комплексной
(четверной) эвтектики Fe—С—Р—Мо, содержащей 4,4% Ри 5,8%
Мо, которая обедняет растворы молибденом и уменьшает эффек-
тивность его действия.

К третьей группе элементов можно отнестиZr, Се,_£а,
Mg, Ku др. Эти элементы характеризуются столь высокой хими-
ческой активностью, что почти целиком практически расходуются
на образование специальных карбидов, сульфидов, окислов, ни-
трГдов и только в небольшом количестве образуют растворы или
ддсор“бированные пленки. Образуемые этими элементами соеди-
нёнйя^й'вляются обычно тугоплавкими, формируются еще в жид-
ком металле (рис. 82) и могут служить зародышами в процессе
последующей кристаллизации. Образуя весьма ограниченные
растворы в жидком и твердом состояниях, эти элементы оказы-
вают ограниченное влияние на диаграмму состояния Fe—С
сплавов, однако несмотря на это они, как будет показано ниже,
могут сильно влиять на графитизацию чугуна.

Само собой разумеется, что имеются также элементы проме-
жуточного типа. Наиболее характерным из них является алюми-
ний, отличающийся признаками всех трех групп. Действительно,
алюминий в небольших концентрациях ведет себя как элемент
третьей группы, интенсивно реагируя с О, S, N, Р в чугуне;
при более высоких концентрациях избыточный алюминий обра-
зует растворы с ферритом или соединения с углеродом, подобно
элементам первой и второй групп. Его влияние на диаграмму
состояния представлено на рис. 83 [257; 301 ]. При содержании
алюминия свыше 10% образуется уже при кристаллизации двой-
ной карбид Fe3AICn (рис. 84), обозначаемый различными авто-
рами k9 е или у' [2]. Он характеризуется решеткой гранецентри-
рованного куба и содержанием 4,0—5,7% С и около 14% А1*.
При еще больших концентрациях (свыше 24%) получается спе-
циальный карбид А14С3, входящий в состав эвтектики а + Л14С3
(рис. 83). В промежуточных же областях (до 8—9% и в пределах
20—24%) алюминий проявляет сильные связи с железом, образуя
с ним растворы. Поэтому, а также вследствие сужения области у

Рис. 82. Специальные карбиды и сульфиды в чугуне: а — кубические кристаллы
TiC наряду с гексагональным сульфидом титана и марганца (X 1200); б — изо-
морфные кристаллы TiC и V4C3 (X 1000); в — кубический кристалл ZrC. нахо-
дящийся внутри кристалла TiC (X 1200); д — пластинчатый кристалл ZrS,
перерезывающий кристалл TiC (X 1200); в — кристалл TiS (X 1200)

тип эвтектического превращения меняется с повышением концен-
трации алюминия в направлении

у г Г или у р Ц -> а Г -> а -г у' (е) -+ о ! А14С3

с постепенным уменьшением содержания углерода в эвтектике
вне зависимости от характера превалирующей связи и образова-
ния стабильных или метастабильных фаз. При этом понижается
также содержание углерода не только в эвтектике, но и в эвтек-
тоиде и повышаются температуры этих превращений.

В процессах перекристаллизации все специальные элементы,
за исключением кобальта, тормозят распад аустенита либо по при-
чине понижения температуры превращения, либо вследствие
замедления процессов диффузии. Поэтому легирование приводит
к передвижению кривых изотермического превращения аустенита

* В области эвтектоида двойной карбид образуется еще раньше (при меньшей
концентрации алюминия); на рис. 83 он обозначен е-карбидом.

154
температура.

Углерод, “/о

Рис. 83. Вертикальные разрезы тройной диаграммы состояния Fe—С—А1
Рис. 84. Структура чугуна состава
2,6% С п 18% Al (Х500)

вправо в сторону более поздних начала и конца превращения.
В зависимости от природы и концентрации легирующего элемента
замедление процесса может сказаться более интенсивно то на пер-
вой (ЛЛ')» то па промежуточной (ДЛ«) ступени превращения.
Наиболее сильное влияние на кинетику изотермического распада
аустенита оказывают Мо, Ni, Сг, Си, V, Mg как в отдельности,
так и особенно при комплексном легировании. Действительно,
как видно из рис. 85 [297] и 86
[298], Ni, Си, Мо в отдельности
и комплексное легирование нике-
лем и молибденом * интенсивно
перемещают кривые изотермиче-
ского распада вправо, особенно
в промежуточной области. Такое
же влияние на область промежу-
точного превращения оказывает и
хром, хотя в верхней перлитной
области он уменьшает устойчи-
вость аустенита [224]. Благодаря
такому влиянию элементов уве-
личивается переохлаждение при
перекристаллизации в процессе
охлаждения отливок в форме и
стимулируется получение более
дисперсных перлитных, а также
игольчатых и мартенситных струк-
тур даже при сравнительно мед-
ленном охлаждении реальных
отливок. В присутствии же ни-
келя и меди, понижающих точку
мартенситного превращения, леги-

рование способствует также получению аустенитной структуры.

Из рис. 72 можно также видеть, что в высокопрочном чугуне
даже в отсутствие специальных элементов кривые изотермиче-

ского распада аустенита соответственно передвинуты вправо,
особенно в верхней ступени распада, что способствует, следова-
тельно, получению структур промежуточной ступени при соответ-
ственно меньших скоростях охлаждения; одновременно можно
заметить понижение температуры начала мартенситного пре-
вращения. Все это является следствием влияния магния [185],

возрастающего с увеличением его содержания в чугуне; шаро-
видная же форма графита высокопрочного чугуна играет при этом,
по-видимому, меньшую роль.

ЧСак было указано, приведенная выше классификация специаль-
ных элементов характеризует одновременно их влияние на графи-

Вольфрам влияет подобно молибдену, только вдвое слабее [261 ].
Рис. 85. Влияние специальных элементов (Mo, Си, Ni) на кинетику
изотермического превращения аустенита в сером чугуне

/ г 3 4 58 10152030 40506080100

800

700

600

500

400

300

200

100

MUO /	2 3 4 5678910 15 20 30 40

ч
Продолжительность

Рис. 86. Влияние никеля и комплексного ле-
гирования никелем и молибденом на кинетику
изотермического превращения аустенита в вы-
сокопрочном чугуне
тпзацию чугуна. Первая группа элементов (Ni, Со, Си) и примы-
кающий к ним алюминий отличаются в этом отношении положи-
тельным влиянием *7^ При этом никель и медь, понижающие
эвтектоидную температуру, проявляют свое графитизирующее
влияние только в процессе кристаллизации в надкритической
областиТ^В эвтектоидной области эти элементы действуют в проти-
воположном направлении, препятствуя образованию феррита.
Указанное подтверждается рис. 63, б, из которого видно, что
с увеличением содержания никеля количество графита сначала
возрастет вследствие повышения степени графитизации, а потом
падает вследствие уменьшения содержания углерода в чугуне.
Однако в отличие от влияния кремния (рис. 63, а) количество
графита в данном случае даже при максимальной степени графити-
зации остается сравнительно небольшим и*разница между общим
и свободным углеродом составляет около 0,7%, что соответствует
перлитной структуре н свидетельствует о том, что никель не
способствует графитизации в эвтектоидной области. Точно так же
и медь, притом в еще большей степени, чем никель, препятствует
образованию феррита при прохождении эвтектоидного интервала.
В этом отношении медь уступает только олову и сурьме, влияние
которых еще сильнее. Так, например, для получения полностью
перлитной структуры в чугуне с шаровидным графитом и устра-
нения образования ферритной оторочки вокруг графита доста-
точно 0,8% Си или 0,06?о Sn, в то время как никель даже в боль-
шем количестве не обеспечивает этого полностью.^Преимуществом
Си, Ni и Sn является отсутствие опасности образования отбела?

Подобно никелю, меди и олову действует мышьяк, несколько
способствуя графитизации в процессе кристаллизации и пре-
пятствуя ей в эвтектоидном интервале. Для подавления феррити-
зации достаточно обычно 0,1-0,2% As [287]. Влияние мышьяка
представляет особый интерес ввиду проблемы использования кер-
ченской руды. Как показали исследования, мышьяк весьма на-
поминает фосфор: он склонен к дендритной ликвидации, легко
(уже при содержании 0,1%) образует эвтектику, содержащую
26,4% As и 0,85% С, затвердевающую при температуре около 810°
по границам зерен, и понижает содержание углерода в эвтектике,
повышая его в эвтектоиде. Одновременно он понижает эвтекти-
ческую и повышает эвтектоидную температуры. В структурном
отношении для мышьяковистого чугуна наиболее характерно
образование ликвационных участков в виде «светловин», чему
способствуют большое содержание кремния в чугуне и медленное
охлаждение. Таким образом, (Ni, Си, Sn, As различно влияют
па графитизацию в эвтектическом и эвтектоидном интервалах.

* По некоторым данным [245 | медь в количестве до 4% действует благопри-
ятно на графитизацию, а при большем содержании она увеличивает отбел осо-
бенно при высоком содержании Si (F. G. Sefing. «Foundry», 1964, N 9).
158
Способствуя или будучи, в крайнем случае, нейтральными при
кристаллизации, эти элементы с той или иной интенсивностью
препятствуют графитизации при у a-превращении и перлити-
зируют структуру."^

/В противоположность указанным элементам алюминий дей-
ствует положительно во всем температурном интервале, однако
только в определенных пределах концентраций: Как уже указы-
валось и как видно из рис. 83, в, в алюминиевых чугунах суще-
ствует две графитные и две карбидные зоны *, причем первые
в сильной степени выклиниваются при ускорении охлаждения,
а вторые — при увеличении содержания кремния [2]. Указанное
сложное влияние алюминия, по-видимому, объясняется двойствен-
ным характером его взаимодействия с железом и углеродом при
образовании то твердых растворов с преимущественной концен-
трацией в феррите, то карбидов с превалирующей связью с угле-
родом. Соответственно благоприятному влиянию алюминия на
графитизацию в процессе кристаллизации 12631 он при сравни-
тельно небольших концентрациях уменьшает глубину чистого
отбела и промежуточного слоя, не изменяя, однако, отбеливае-
мости чугуна (рис. 87). При этом влияние алюминия не зависит
от способа присадки и является в основном легирующим. **

(Что касается формы, размеров и распределения графита, то
наиболее благоприятное влияние в сером чугуне оказывает медь!
размельчая выделения графита, алюминий же способствует обра-
зованию междендритного графита. В высокопрочном чугуне
благоприятно действует никель, медь же и алюминий могут ока-
зать анти глобул изирующее влияние, интенсивность которого за-
висит от концентрации этих элементов и от наличия других при-
месей, в частности водорода^ Механизм этого действия обычно
заключается в образовании химических соединений или пониже-
нии активности модификаторов, особенно магния. Медь прояв-
ляет такое влияние при содержании в обычном чугуне 2—2,5%,
а в аустенитном — 4—5%. Алюминий же в первой графитной
зоне наиболее сильно действует при двух критических концен-
трациях— 0,4—0,6% и 3,2-3,6% 12]. Во второй графитной
зоне получение шаровидного графита затрудняется только при
модифицировании чугуна магнием, в случае же применения для

* К). Г. Бобро [2] различает в алюминиевых чугунах следующие об-
ласти:

Области i 11 ilia 111	!11в IV V

Al в % До 3,2 3,2 -3,8 3,8-9,8 9,8—19,7 19,7-22,7 22,7-23,5 >24
Структурные а । Г п а ; Г а]у'[-Г цД/ «4 Y' I а ± Г а+А14С34
составляю- । Fe3C	-|-Г

щие

Максимальная склонность к графитизации обнаружена при С -j- Si

, А1 -- 8 4- 9% (К. Lohberg, Р. Schondorf. «Gies. Beih», 1965, N 2).
этой цели церия образование шаровидного графита, как показали
Н. Н. Александров, Б. С. Мильман и Н. И. Клочнев [43], про-
исходит без затруднений. К сожалению, приходится отметить,
что удовлетворительное объяснение указанным особенностям влия-
ния меди и алюминия пока не найдено, несмотря на имеющиеся
в этом отношении попытки [2; 28].

вторая группа элементов (Сг, V, Мо, W), в противоположность
первой, препятствует графитизации с интенсивностью, возрастаю-
щей с концентрацией. Сильнее всех в этом отношении действуют

.ST

а 5

0,5 %

£ Б

О

0,05 Щ! 0,2

Влияние алюми-
глубину отбела,

Рис. 87.
ния на

0,3	0,05 0,1

Алюминий ,7°

О
0,2	0,3



| | S6
^^80

S?	0,5 0,1	0,2	0,3

Алюминий, 7о

отбеливаемость и число
эвтектических зерен в чу-
гуне (сплошные линии —
добавки в шихту; штрихо-
вые линии — добавки в
ковш)

ванадий и хром, слабее — молибден и совсем слабо — вольфрам.
Однако при повышенной концентрации даже вольфрам полностью
отбеливает чугунГ^Обычно достаточно 3% Мо,2—3% Сг и 1% V,
чтобы чугун с содержанием 1,5—2,0% Si закристаллизовался бе-
лым. При этом можно отметить, что чем выше концентрация этих
элементов, тем сильнее их относительное влияние (например,
на 1% элемента). Особенно большое практическое значение имеют
хром и отчасти ванадий, без применения которых не удается полу-
чить достаточный по величине отбеленный слой на крупных
отливках (валках). Однако следует иметь в виду, что указанные
элементы одновременно значительно увеличивают переходную
зону, которая может распространиться даже до центра отливки
и ослабить ее. Поэтому наряду с присадкой хрома и ванадия необ-
ходимы особые мероприятия для улучшения отбедиваемости,
в частности модифицирование сердцевины валка ПбЬ^лагоприят-
ным влиянием всех этих элементов и особенно Мо, V и Сг в сером
160
чугуне является заметное размельчение графита и вследствие
этого повышение свойств чугуна?]

К этой же группе элементов, по существу, можно отнести и
сурьму, которая заметно задерживает графитизацию в процессах
кристаллизации и особенно перекристаллизации * [205], хотя
она, распределяясь между цементитом и твердым раствором
преимущественно растворяется в последнем. Вместе с тем, эта
растворимость, в противоположность рапространенному мнению
[63], вовсе не является большой, и сурьма поэтому, подобно
мышьяку, легко образует особую фазу, напоминающую фосфид-
ную эвтектику на границе зерен [289]. Такое поведение сурьмы,
по-видимому, следует объяснить ее химической активностью по
отношению к ряду элементов. В частности, образование соедине-
ния Sb2Cr3 в известной мере нейтрализует влияние хрома, и
сурьма при правильно выбранной концентрации (Sb : Сг — 3 : 2)
может оказать по данным М. А. Криштала [205] даже графити-
зирующее влияние.

УТретья группа специальных элементов (Ti, Zr, Са, Nb, Mg,
Се, В и др.) оказывает разнообразное и очень сложное влияние
па графитизацию, но изучена в наименьшей степени. Некоторые
из них, например Ti, Zr, Са, Nb, несмотря на большое сродство
к углероду, способствуют или в крайнем случае нейтральны по
отношению к графитизации вследствие образования при их взаи-
модействии с С, S, N, О зародышей графита.** При больших же
концентрациях они в ряде случаев могут препятствовать графи-
тизации. Так, например, 0,1 % Ti уменьшает глубину отбела на
валках,то время как при больших концентрациях отбел уве-
личивается [16] ***, но это влияние зависит, конечно, от состава
чугуна и в частности от содержания кремния. Точно так же церий
и бор при очень низких концентрациях (—0,01%) способствуют
графитизации, а при больших — оказывают резко противополож-
ное влияние. Например, в совместных опытах автора и С. И. Ви-
тензон полный отбел вчугуне с 2,8% Si получился уже при 0,06% В
[111. Так же сильно влияет церий, в то время как в малых дозах
он применяется как графитизирующий модификатор.

Интенсивным образованием отбела характеризуется также
магний. В отбеленном литье при этом резко увеличивается также
переходная зона, что понижает отбсливаемость чугуна. Для
устранения этого недостатка необходимы такие же меры, как
и при легировании чугуна хромом (модифицирование сердцевины
отливок).

* По силе влияния на перлитизацию структуры сурьма превосходит олово
и тем более мышьяк [294].

** Преимущественная роль при этом приписывается то кислороду [16],
то углероду [154], то азоту [19].

*** Поданным Деси [296], максимум графитизации наблюдается при 0,08% Ti,
а сверх 0,5% титан начинает действовать как антиграфитизатор.

И И. Г. Гиршович 707	161
Однако механизм влияния этих элементов весьма сложен.
Как видно из табл. 5116], малые концентрации магния (и церия)
уменьшают отбел, большие — увеличивают его. По данным
[195] отбеливающее влияние Mg начинает проявляться только
при образовании шаровидного графита. Следует полагать, что
начальное благоприятное влияние магния объясняется связыва-
нием серы и кислорода и увеличением числа зародышей. Затем
начинает превалировать уменьшение скорости роста шаровидных
включений, обусловленное образованием аустенитной оторочки,
что в свою очередь в неблагоприятных условиях (низкое содержа-
ние углерода и кремния или наличие хрома, а следовательно,
и недостаточное количество зародышей) приводит к увеличению
переохлаждения и образованию отбела. Поэтому торможение
графитизации магнием и церием наблюдается только в процессе
кристаллизации. В твердом же состоянии и при изотермическом
процессе отрицательное влияние этих элементов на графитизацию
проявляется в малой степени. По некоторым данным [174], они
влияют даже положительно.

Таблица 5

Влияние магния на отбеливаемость чугуна

Содержание магния (остаточного) В %	Глубина чистого отбела х в мм	Глубина пере- ходноЛ эоны  2 в мм	Отб сли- ва емость л = ~ х+г	Форма графита
0	20	44	0,315	Пластинчатая с посте-
Следы	18	38	0,322	пенным размельчением
0,01	И	18	0,330	графита
0,025	24				Смешанная
0,04	39	До центра		
0,05	71	пробы	—	| Шаровидная

Из остальных более редких, иногда специально вводимых,
иногда случайно попадающих с шихтой, элементов следует ука-
зать прежде всего на теллур, который уже при содержании 0,004—
0,01 % может подавить графитизацию*. Подобно теллуру дей-
ствуют селен и висмут.

Вся эта многочисленная группа так называемых малых при-
месей оказывает большое влияние на графитизацию и структуру
чугуна, особенно на форму и распределение графита. Однако
соответствующие литературные данные как теоретические, так
и экспериментальные, весьма противоречивы 151; 87; 174; 212;
279]. Это объясняется тем, что теория вопроса недостаточно

* Как н сера. Те характеризуется сложным воздействием иа графитиза-
цию: он способствует образованию смеси мелкого шаровидного и пластинча-
того графита при высоком кремнии, а при низком кремнии — отбела; в при-
сутствии же Mg и Са — образованию анормального графита, особенно при
повышенной сере [60J.
разработана, а результаты экспериментов в сильной степени за-
висят от состава металла и условий опыта. Как видно, например,
из рис. 88 [55], критическое содержание деглобулизирующих
элементов (Al, Sn, As, Sb, Pb, Bi), исключающее образование
шаровидного графита в магниевом чугуне, резко понижается
с содержанием титана, и вообще наличие одного из элемен-

тов, подавляющих влияние магния,

зирует действие другого. * Такое
же влияние оказывает медленное
охлаждение. Так, например, по
данным П. П. Лузана [211] для
нейтрализации влияния магния в
60-миллиметровом образце доста-
точно 0,07% As, а в 5—15-милли-
метровом для этого необходимо уже
0,12—0,13% As. Точно так же, по
данным А. В. Черновола и Ю. Н. Та-
рана [237], благоприятное влияние
Zn проявляется только при боль-
шой скорости охлаждения одновре-
менно с образованием цементита.
Большое значение во многих слу-
чаях имеют также температура чу-
гуна и условия, которые могут уси-
ливать или тормозить действия эле-
ментов. Поэтому, например Li, Cd,
Ва по одним данным способствуют
графитизации, по другим — препят-
ствуют; Li, В, К, Са, Zn по одним
данным являются глобулизаторами
графита, по другим — действуют в
обратном направлении; La—по ряду
данных [51; 212; 279] способствует
образованию шаровидного графита, а
по исследованиям Д. П. Иванова,
И. В. Вашукова и В. И. Крестьянова
[197]—препятствует этому процессу.

усиливает пли активи-

Рис. 88. Критическая деглобу-
лизирукицая концентрация эле-
ментов в зависимости от содер-
жания титана в чугуне

При этом важно отметить, что некоторые элементы, как, напри-
мер, Се, Th, Y (по терминологии А. А. Горшкова—ремодифи-

каторы), нейтрализуют отрицательное влияние вредных приме-
сей, однако нет сомнения, что и их влияние является функцией

многочисленных условий.

Указанное в полной мере относится и к серому чугуну. Так,
например, добавка в некоторых случаях 0,05—0,2% РЬ, 0,001 —

* Так же проявляется комплексное влияние глобулизируклцих элемен-
тов, которые взаимно усиливают свое действие [212].

И*

163
0,05% Bi, 0,0007—0,1 % Те оказывается достаточной для образо-
вания анормальных форм графита (сетчатого, видманштеттового).
Однако влияние это значительно усиливается при наличии раз-
ных элементов, например свинца, в присутствии Р, Sb, Те, As,
а также водорода 1262], один же свинец не оказывает заметного
влияния. Такое же стимулирующее влияние на образование
анормального графита в присутствии свинца оказывает медленное
охлаждение, а также, как показал Симонсен 159], ликвация
этого элемента по удельному весу.

Интерес представляет также влияние элементов на кристалли-
зацию белого чугуна, в частности, на структуру ледебурита.
Как показал Р. Каменски [198], легирующие элементы в этом
отношении можно разбить на три группы. К первой группе отно-
сятся О, Р, S, Те, Se, подавляющие нормальную кристаллизацию
ледебурита и способствующие кристаллизации цементита в виде
массивных кристаллов. Ко второй группе относятся Мп, Мо и
Ni, не оказывающие заметного влияния на кристаллизацию
ледебурита. К третьей же группе причисляются Сг, V, Ti, N,
характеризующиеся большим сродством к углероду и подавляю-
щие анормальную кристаллизацию ледебурита (влияние элемен-
тов первой группы). Такое влияние элементов автор пытается
объяснить тем, что понижение активности углерода в расплаве
облегчает образование зародышей аустенита и способствует обра-
зованию тонкой структуры. Поэтому толщина пластинок цемен-
тита в колинии ледебурита уменьшается с повышением содержа-
ния элементов третьей группы. Так, например, у нелегированного
чугуна она составила 9 мк, при 1,19% Сг — 8,6 мк, а при 0,75%
V — 5,3 мк. Однако нетрудно видеть (рис. 54), что эти элементы
различно влияют на активность углерода.

Из всего вышеуказанного следует, что дальнейшее детальное
исследование влияния элементов в разных условиях представляет
очень важную проблему ближайшего будущего.

31.	Влияние газов

Азот, водород и кислород также являются типичными малыми
примесями в чугуне, которые, к сожалению, пока еще системати-
чески не контролируются. Общее содержание газов в чугуне
колеблется в пределах (в %):*

Азот	Водород	Кислород

(154- МО) 10"4	(0,5-т-З) 10‘4	(44-100) 10 4

* Содержание газов может быть оценено также в миллионных долях или
в сл<3/100 Г с помощью следующих коэффициентов для пересчета:

1,0 сл<3/100 Г азота — 0,00125% = 12,5 миллионных долей;

1,0 см3/100 Г водорода = 0,00009% =0,9	»	» ;

1,0 сж3/100 Г кислорода •= 0,00143% = 14,3 »	»

Обычно при анализе газов кроме указанных, находят еще СО, СОг, СН4,
Н2О. Такие газы могут находиться в чугуне только как включения или являются
продуктом вторичных реакций при экстракции.
Содержание газов в жидком чугуне обусловливается не только
исходными материалами, но и процессами при плавке, наполне-
нии ковшей и заливке в формы, при осуществлении которых
в той или иной мере происходит изменение газосодержания.
Однако значение имеет не столько абсолютное содержание этих
газов, сколько их состояние. Значительная часть газов образует
соединения (окислы, нитриды и более сложные соединения)
с теми или иными элементами, другая часть — газовые включения,
все остальные газы образуют растворы с фазами чугуна. Их
растворимость с является функцией температуры и парциаль-
ного давления р

с - соехр

2RT ) Р’

(II. 16)

где Q — энергия активации растворения.

При этом азот и водород* находятся в растворе в виде протонов,
а кислород — в виде анионов, что обусловливает его меньшую
подвижность. В зависимости от состояния и способа введения газы
могут оказать различное влияние на кристаллизацию и графити-
зацию чугуна, что является причиной значительных противоречий
в литературе. Следует учесть, что продувка чугуна сама по себе
уменьшает число возможных зародышей графита и способствует
отбелу. В этом случае складываются непосредственное влияние
газов и то влияние, которое оказывает сам процесс продувки.
Поэтому более правильные результаты влияния газов (как эле-
ментов) можно получить при присадке их в чугун в виде химиче-
ских соединений с учетом влияния дополнительных элементов.**

Переходя к вопросу о растворимости отдельных газов в жидком
чугуне, можно характеризовать ее в отношении азота при усло-
вии нормального давления следующей приближенной форму-
лой Л. И. Леви [19]:

|g \N о/о] = — 2^0 _ 0,86—0,06 (Si ! S) — 0.24С - 0,15Р +

+ 0,015Мп । О.ОЗСг,	(И. 17)

что весьма близко к другим данным [90]. Таким образом, Мп
и Сг повышают эту растворимость, а С, Si, Р и S ее понижают.
Сверх растворимости азот может находиться в свободном молеку-
лярном состоянии или в виде соединений, главным образом

* Состояние водорода в растворе зависит от характера связей в сплаве.
Некоторые исследователи считают, что он находится в чугуне в виде атомов,
другие — в виде протонов или анионов (Т. Bogchaw, D. Engledow,
A. Mitchell. -JISI», 1965, v. 203, p. 2).

Для присадки XL можно использовать CaCN.», К4Ре(С1\’)0 и лучше
всего С,Н4.\4 |6I ].
с алюминием, ванадием, хромом, кремнием, марганцем, хотя суще-
ствование этих нитридов, в частности алюминия, подвергается
иногда сомнению [240] *.

Растворимость водорода, как и азота, падает в присутствии
углерода, кремния, хрома, кислорода и повышается с увеличением
содержания марганца [18]. Для обычных составов и температур
чугуна эту зависимость можно представить при РНа “ 1 ат

[Н ] сл£3/100 Г - 25 — 3,5С — 2Si + ЮМп — ЗСг. (II. 18)

Однако в заэвтектическом чугуне углерод повышает содержание
водорода вследствие его адсорбции на пакетах графита. При этом
водород практически полностью находится в свободном или
адсорбированном состоянии. На растворимость кислорода главное
влияние оказывают кремний и углерод в чугуне, как это видно
из следующего выражения, составленного на основании разных
данных:

lg|n/0O|	- 1,06-lg[°/0C| -I- О,19[«/оС1 —

— 0,5 lg |%Si|.	(11.19)

При этом в заэвтектическом чугуне содержание кислорода,
как и водорода, увеличивается вследствие адсорбции. С повыше-
нием температуры растворимость кислорода возрастает [271],
хотя общее неравновесное его содержание при этом обычно
понижается вследствие приближения к равновесию. Сверх раство-
римости кислород находится в чугуне в виде прочных разнообраз-
ных соединений, в которых Si играет большую роль (SiO2, SiO
и более сложные соединения).

Таким образом, растворимость и содержание газов в жидком
чугуне определяются составом металла [ 18], в особенности содер-
жанием углерода (рис. 89). В процессе кристаллизации наблю-
дается резкое снижение растворимости (скачок растворимости),
которое в чугуне все же меньше, чем в стали (для водорода это
3,5—4,0 сл£3/100 Г против 8,5—20 слг3/100 Г для стали). При
этом газы, особенно водород и кислород, ликвируют в процессе
кристаллизации, концентрируясь в центральных частях отливки
или около питателей, где происходит наиболее медленное охла-
ждение.

Газы, как и другие элементы, оказывают определенное влия-
ние на растворимость и активность углерода в чугуне. Как видно

- Большинство исследователей считает, что при низкой концентрации азот
находится преимущественно в виде нитридов; при повышении его содержания
в чугуне пропорционально растет количество нитридов и азота, находящегося
в растворе. Соответствующее соотношение обычно составляет 0,8—1,8 [18]
и возрастает с увеличением содержания активных питридообразующих элемен-
тов (Al, Ti, В, Mg и т. п.).
из рис. 54, водород и особенно азот повышают эту активность
в жидком и, вероятно, в твердом растворах. Кислород же дей-
ствует в обратном направлении.

Влияние газов на графитизацию и структуру чугуна прояв-

ляется весьма интенсивно, несмотря на их низкую концентрацию;

это свидетельствует о том, что по механизму своего действия,

связанному с адсорбцией, газы аналогичны другим малым при-

месям. Особое внимание уделяется в по-
следнее время азоту; который, несмотря
на повышение активности углерода,
интенсивно, как впервые показал
Л. И. Леви, препятствует графити-
зации как при кристаллизации, так и
в эвтектоидном интервале. Эти данные
были впоследствии широко подтверж-
дены рядом других исследователей
1243; 270; 300], показавших, что азот,
находящийся в растворе, не только
увеличивает глубину отбела в отлив-
ках, но и препятствует графитизации
в процессе отжига. Однако важно от-
метить, что одновременная присадка
титана и других нитридообразующих
металлов (Al, Zr, В, Mg) не только
уменьшает тормозящее графитизацию
влияние азота, но и прямо способст-
вует распаду карбидов 1180; 3001. Обра-

Рис. 89. Влияние углерода
на общее газосодержаиие в
Fe—С-сп лавах:

/ — при постоянной темпера-
туре заливки; 2 — при посто-
янном перегреве над ликви-
дусом

зующиеся нитриды и другие соединения могут удалиться из
металла, поэтому содержание азота в чугуне после присадки
магния заметно уменьшается, хотя и в меньшей степени, чем
содержание кислорода и водорода [50].

В зависимости от состояния азот может различным образом

влиять па величину эвтектического зерна в сером чугуне, размель-
чая [300] или укрупняя [180] его. На графит же серого чугуна
азот действует так, что устраняет или сглаживает выделения меж-
деидритной ориентации и делает их более разобщенными. Задер-
живая графитизацию и в эвтектоидном интервале, азот способ-
ствует также уменьшению количества феррита в структуре и ста-
билизации перлита. Таким образом, влияние азота на структуру
(а значит и свойства) чугуна весьма ощутимо.

Не меньшее влияние на структуру чугуна оказывает водород.
Несмотря на весьма низкое содержание этого элемента в чугуне,
он значительно тормозит графитизацию во всех температурных
интервалах, особенно при низком содержании углерода и кремния,
как это показано Н. Г. Гиршовичем и Е. И. Егоровым на рис. 90
[331 и еще раньше А. А. Горшковым и Н. Т. Жаровым, ко-
торые установили прямую зависимость между глубиной отбела а
на специальной пробе и влажностью дутья т (в Г/м3) при плавке
в вагранке

а — 0,5дп 4- 38 мм.	(II. 20)

Водород оказывает отрицательное влияние и на графити-
зацию в эвтектоидном интервале, что замедляет ферритизацию.
В отношении же влияния водорода на форму и распределение
графита в чугуне есть основания полагать, что он действует по-
добно сере. Из рис. 91 [146] следует, что чем больше содержание
водорода в атмосфере при отжиге ковкого чугуна, тем меньшее

Рис. 90. Влияние водорода на величину отбела в чугуне состава 2,92% С,
1.91% Si (содержание водорода слева направо: 1,82; 3,00; 4,61;

5,66 мл! 100 Г)

отношение S : Мп необходимо для получения шаровидного гра-
фита. Точно так же водород, как и сера (рис. 92), увеличивает
переохлаждение чугуна [281 ]. Поэтому нужно считать, что
с повышением содержания водорода, принадлежащего, по-види-
мому, по характеру своего действия к группе S, Se, Те, неориен-
тированный пластинчатый графит сначала переходит в межден-
дритный, затем в анормальный и, наконец, в компактный с одно-
временным выделением в последнем случае цементита. Поэтому
в зависимости от концентрации водорода и других примесей можно
получить разные результаты как в отношении степени графити-
зации, так и в отношении формы и распределения графита. То же,
по существу, можно сказать и о кислороде, влияние которого
в сильной степени зависит от характера состояния его в чугуне
[18; 161; 243; 2711. Подавляющая часть его образует соединения
с Si, Мп, А1 и другими элементами, которые в той или иной мере
служат зародышами при кристаллизации графита, незначитель-
168
ная же часть находится в растворе и в некоторой степени (слабее,
чем азот и водород) тормозит процесс графитизации [269 J или
даже ведет себя нейтрально, если не производится продувка
чугуна [245]. Поэтому введение кислорода, как и других газов,
оказывает различное влияние на графитизацию в зависимости от
способа его введения и состава металла, по в общем оказывает
слабое влияние.

Особым и весьма важным вопросом является влияние газов
на образование шаровидного графита в чугуне. Как показано
рядом исследователей и особенно
Б. С. Мильманом и Н. Ю. По-

Рис. 92. Влияние водо-
рода на переохлаждение
чугуна при кристалли-
зации

Рис. 91. Влияние содержания во-
дорода в атмосфере печи и отно-
шения S: Мп на форму образую-
щегося углерода отжига:

ШГ— шаровидный графит; ХГ — хло-
пьевидный графит

повой [50], присадка магния и других подобных модификаторов
резко снижает содержание газов, в особенности кислорода. Об
этом свидетельствуют, например, следующие данные об изменении
содержания газов в %:

	о.	n2	Hs
До обработки магнием . . .	. 0,00671	0,0100	0,00084
После обработки магнием .	. . 0,00099	0,00645	Не обна-

ружено

Установлено, что так же, как и обессеривание, дегазация
чугуна повышает его поверхностное натяжение. Кроме того,
утверждается, что необходимым условием образования шаровид-
ного графита при обработке чугуна магнием является низкое со-
держание не только серы, но и газов. К сожалению, однако, не
поставлен (а может быть и невозможен) опыт с наличием магния
при обычных концентрациях газов. Поэтому вопрос о роли
газов в процессе образования шаровидного графита полностью
не разрешен, однако, как уже ранее указывалось, количество и
характер газов, по-видимому, действительно оказывают влияние
на форму графита.

32.	Общие выводы

При комплексном легировании, которое по существу имеет
место на практике, влияние элементов проявляется очень сложно
и иногда в противоположном направлении, так как действие
каждого из них зависит от наличия и концентрации остальных
элементов, а также от ряда других факторов (скорости охлажде-
ния, жидкого состояния и т. п.). Поэтому выразить аналитически
совокупность влияния элементов иа кристаллизацию и графити-
зацию чугуна затруднительно. Однако даже грубо приближенные
выражения представляют в этом отношении практический интерес
и поэтому часто встречаются в литературе и даже рекомендуются
в справочниках. Указанное прежде всего относится к формулам
для определения положения критических точек. В настоящее
время предложен ряд зависимостей, основанных либо целиком
на экспериментах, например [252]:

/"(в °C)	738 I 18Si'-73;	(II. 21)

(в ГС) -738 ! 5Si",	(11.22)

где 4 и t* — верхняя и нижняя температурные границы эвтек-
тоидного превращения,

либо иа анализе влияния отдельных элементов и законе адди-
тивности, при котором сохраняется это влияние вне зависимости
концентрации элементов в обычных пределах.

Температура ликвидуса

G(B°C) --= 1670— 124(с ; -4-p + vSi)’ (П.23)

Эвтектические температуры

tc (в С) = 1152 + 7,5Si — ЗОР — 2Сг; (II. 24)

(в °C) = 1145 — lOSi — ЗОР + ЗОСг. (11.25)

Интервал кристаллизации

Д4Н„, (в град) -= 518 — 124 (С + 0,3Si Н- 0.26Р); (II. 26)

Ы'а,<1П (в град) = 525 — 124 (С + 0,17Si + 0.26Р). (II. 27)

Эвтектоидные температуры

ts (в °C) = 738 4- 35Si 200Р (- 8Сг — 20N i — 35 (Мп —

— 1,7S) —ЮСи;	(11.28)

zs. (в °C) = 723 + 25Si + 200Р + 8Сг — 30Ni — 35 (Мп —

— 1,7S) —10Си.	(11.29)
Содержание углерода в эвтектике

Сс (в %) - 4,26 — 0,3 (Si -|- Р) — 0,4S + 0,03Mn — 0,07Ni —

—	0,05Сг;	(II. 30)

Се (в %) - 4,3 — 0,3 (Si + Р) — 0,4S + 0,03Мп — 0,07Ni —

—	0,05Сг.	(И. 31)

Содержание углерода в насыщенном аустените

СЕ (в %) - 2,01 — 0,15Si — 0,ЗР + 0,04 (Мп — 1,7S) —

— 0,09Ni — 0,07Cr;	(II. 32)

СЕ> (в %) - 2,03 — 0,1 ISi — 0,3P + 0,04 (Мп — 1,7S) —

— 0,09Ni — 0,07Сг.	(II. 33)

Содержание углерода в эвтектоиде

Cs (в %) - 0,68 — 0,15Si - 0,05 (Ni + Сг 4 Мп — 1,7S); (II. 34)
Csz (в %) = 0»80 —0,1 ISi — 0,05 (Ni 4- Сг } Мп — 1,7S). (11.35)

Здесь tc,	ts и т. д. означают соответствующие харак-

теристики для стабильной системы, a te, Ы'инт* ts' —Для мета-
стабильной системы. Формулы для твердого состояния предпо-
лагают избыток марганца; при избытке серы следует отбросить
поправку для избытка марганца. (Мп — 1,7 S). Влияние Р сказы-
вается тольков пределах его растворимости.

Примером применения приведенных формул, в частности
(II. 23), может служить рис. 93 1265; 291 ], на основе которого по
температуре ликвидуса можно контролировать состав чугуна.
Необходимо только иметь в виду, что все эти формулы даны для
равновесного состояния. Поэтому в реальных условиях соответ
ствующие характеристики, в особенности температуры, различны
при нагреве и охлаждении и зависят от скорости этих процессов*
причем в эвтектоидной области это проявляется сильнее, чем
в эвтектической. Кроме того, следует иметь в виду, что в чугуне
превращения происходят в интервале температур и что по при-
веденным формулам определяются верхние значения этих темпе-
ратур. Так, например, по данным Г. Ф. Тихонова [229], нижний
критический интервал для ковкого чугуна (~1,3% Si) при на-
греве — 740—800° С, а при охлаждении — 780—730° С. Расчет
по формуле (П. 28) дает значение ts 787° С, что является сред-
ним для верхних значений температуры этого интервала при

* Например. J. Е. Rehder («Foundry», 1965, N 6, 7) рекомендует фор-
мулу: ts 722 -J 37Si • 220Р —37Мп —0,28и, где и — скорость охлаждения
в град/ч\ при нагреве температура на 33 град выше; нижняя граница области
принимается 700°С (приближенно); при более точном расчете следует учесть,
что Si повышает ее на 28 град на 1% элемента, P — на 220 град. Мп снижает
ее на 130 град, Ni — на 25 град.
нагреве и охлаждении. Для простого серого и низколегирован-
ного чугуна эти температуры начала и конца процессов при
нагреве (Л^ и Л£) и охлаждении (Л?4 и Л*4) были определены
рядом исследователей, в том числе Г. Н. Николаевым [219],
причем были получены значения (табл. 6 и 7), довольно близкие
к расчетным по (II. 29).

Рис. 93. Сопоставление расчетных и экспериментальных
значений эвтектических температур затвердевания

В среднем можно принять следующие значения эвтектоидного
интервала (в °C) для разных чугунов при нагреве:

Серый чугун ............. 750—850

Ковкий чугун............. 730—790

Высокопрочный чугун .... 750—850

Таблица 6

Состав и расчетные критические температуры
некоторых простых и низколегированных серых чугунов

Обозна- чения чугуна	Содержание элементов в %									* Si , °C ПО (11. 29)
	С	Si	Мп	S	Р	Сг	Ni |	Мо	Си	
п	2,83	2,17	0,50	0,09	0.18	—	—	—	—	766
ХН2	2,86	2,27	0,50	0,09	0,19	0,70	1,70	—	—	720
ХНЗ	2,86	2,23	0,50	0,10	0,15	0,95	3,00		—	714
НМ	2,85	2,24	0,45	0,10	0.13	—	2,30	0,90	—	720
М	2,86	2,2!	0,50	0,09	0.12	—	--	0,69	—	766
хд	2.85	2.25	0,55	0,09	0.13	0.35	0,35	—	3.0	729
Экспериментальные критические температуры чугуна
составов, приведенных в табл. 6

Таблица 7

Обозна- чения чугуна	Экспериментально опреде- ленные температуры в °C				Обозна- чения чугуна	Экспериментально опреде- ленные температуры в °C			
		Л*							л*
п	775	830	765	723	НМ	780	830	725	625
ХН2	770	825	750	700	м	775	850	775	700
ХНЗ	770	825	750	700	хд	770	825	725	680

При охлаждении этот интервал примерно на 35—50 град ниже.

В чугуне с шаровидным графитом главным элементом, опре-
деляющим температуру эвтектоидного превращения (рис. 94),
является кремний [26; 28]. Магний же в этом отношении оказы-
вает сравнительно небольшое
влияние, но все же несколько по-
вышает температуру превращения,
что свидетельствует о его, хотя и
малой, растворимости в матрице.

Анализ и сопоставлен: рас-

четных данных показываем, что,
пользуясь ранее приведенными
формулами, можно по химичес-
кому составу чугуна прибли-
женно рассчитать температурные
характеристики разных чугунов
и, наоборот, на основе термичес-
ких кривых и формул можно
приближенно с достаточной для

Рис. 94. Влияние кремния на поло-
жение эвтектоидного интервала в
высокопрочном чугуне

практики точностью определить

состав чугуна. Так, например, зная Шимт, можно найти по фор-
муле (II. 26) при более пли менее постоянном содержании фос-
фора его углеродный эквивалент

С, - С )0,3Si,

(II. 36)

характеризующий эквивалентное или приведенное содержание
углерода, что получило уже практическое применение на произ-
водстве [265; 2911*. Следует только отметить, что выражения

* Оценка структуры по характеру термических и усадочных кривых и изме-
нению электросопротивления кристаллизующегося чугуна была еще раньше
предложена В. П. Чернобровкиным [235]. Для высокопрочного чугуна J. Pellcg
(«Foundry», 1964, N 3) рекомендует формулу /^	940 | 4,86СД.
для углеродного эквивалента меняются в зависимости от опреде-
ляемой характеристики. Так, например, если углеродный экви-
валент для состава и даже для температуры эвтектики прибли-
женно определяется формулой (II. 36), а при учете не только
кремния, но и фосфора —формулой

СЭ = С +0,3 (Si +Р), *	(II. 37)

то углеродный эквивалент для ликвидуса (II. 23) определяется

C^ ..C -l-4-Р^ 4 Si.	(11.38)

Весьма интересно отметить совпадение этого углеродного экви-
валента с углеродным эквивалентом жидкотекучести [187], что
указывает на тесную связь между этими характеристиками. Зная
влияние элементов на положение критических точек, можно
определить по составу чугуна его положение по отношению
к эвтектике, т. е. степень эвтектичности, или просто эвтектичность,
которая имеет большое значение с точки зрения не только литей-
ных, но и механических свойств чугуна. Наиболее точно эвтек-
тичность (SJ может быть определена процентным содержанием
эвтектики в структуре, а именно:

£ -Сс~Й’	(11-39)

где С — содержание углерода в чугуне, С£ и Сс — содержание
углерода в соответствующих точках диаграммы состояния.

Если ограничиться учетом влияния одного только кремния
в насыщенном аустените (С£) и в эвтектике (Сс) по формулам
(II. 32) и (II. 30), то формулу (II. 39) можно представить

С—2,01 |-0,15Si	С | 0,15Si —2,01	...

‘ 4,26 — 0,30Si - 2,01 i 0,15Si ”	2,25 — 0,15Si ' I11,

Более простые способы оценки эвтектичности сводятся к опре-
делению соотношения или разности между содержанием углерода
в чугуне (С) и в эвтектике (Сс):

г "	" 4,26 — 0,3 (Si + Р) ’	U1-41)

S~=Cc —С -4,26 — (С ; 0,3 (Si j- P)J = 4,26 — Сэ. (11.42)

Значительно сложнее количественная оценка влияния элемен-
тов на графитизацию чугуна. Как уже указывалось, даже каче-
ственное влияние элементов на графитизацию зависит от их

* Более подробно: С9 С •• 0.3 (Si -f- Р) — 0,03Мп	0.4S + 0,07Ni +

+ 0,05Сг • 0,074Cu j-0,25AI. Однако при высоких концентрациях элементов
интенсивность их влияния уменьшается.

174
концентрации и других факторов. Наконец, надо отметить, что
влияние элементов на графитизацию в разных температурных
и фазовых интервалах может различаться ие только по величине,
но даже по знаку, как это видно, например, из табл. 8.

Таблица 8

Влияние элементов на, графитизацию
в разных температурных и^фазовых областях
__________________________К____________________________

Условные группы	Элементы	Влияние на графитизацию			
		в жидком состоянии	в эвтектиче- ском интер- вале	в надкрити- ческом интер- вале	в эвтектоид- ном интер- вале
I	С, Si, Al	+	+	—	+
II	Мп, S, Мо, Сг, V, 11, N, Те» Se, Sb	—	—	—	—
III	Р, Ni, Си, As, Sn	+ или 0	-г или 0 ;	| + пли 0	—
IV	Mg, Се	4- (?)	—	0 или слабо	0 или слабо
V	Bi	—	—	0	0
анти	Примечание. Знак (4-) означает графитизирующее влияние; графитизирующее; пуль — отсутствие влияния.				знак(—) —

Имеются многочисленные попытки оценить абсолютное влия-
ние элементов на графитизацию, чтобы иметь возможность рас-
считать состав чугуна для компенсации изменения содержания
одного элемента другим. С этой целью, например, было оценено
влияние элементов на глубину чистого отбела и величину пере-
ходного слоя вертикально или горизонтально отлитых пробных
образцов [245]. Это влияние оценивается по изменению (в %)
глубины чистого отбела (верхняя строка) и ширины переходного
слоя (нижняя строка) при изменении содержания элементов на
0,1%:

Al Si Мп С Си Р Ti*
(в MnS) До4°/0

—55 —18 —10 -6	— G.5 -7	-8.5

—55 —18—5 —7,5 —7,5 —4.5 —

Ni’ Со* Мн Сг S В Мо* Си* Sn* V*
(избы-	свыше

ток)	4п/0

-1.5 -4.5 4-10 4-16 4-28 4-60 -f-8 —4,5—12.5—20
-4,5 —2	4- 5 4-IG 4-14—4-8	—	— —20

Пользуясь средними значениями коэффициентов влияния эле-
ментов [11; 16; 23; 63], можно составить общие выражения для
приближенной оценки константы графитизации Кг, характери-

* Данные относятся к горизонтально отлитому образцу в форме с холодиль-
ником размером 100 X 65 X 20 мм; остальные относятся к вертикально отли-
тому образцу в форме с холодильником размером 225 X 125 X 28 мм. В боль-
шинстве случаев последний брусок обеспечивал больший отбел.
зующей способность чу!уна к кристаллизации по стабильной
системе.

1.	Для эвтектической кристаллизации при связи между угле-
родом и кремнием — по формуле (II. 10):

Кг - С [Si — 0,2 (Мп — 1,7S —0,3) 4- 0,1Р-г 0,4Ni — 1,2Сг +

4 0,2Си	0,4Ti — 0,4Мо — 2V — 8Mg]. (II. 43)

2.	Для эвтектоидного превращения:

Кг - ClSi — 0,2 (Мп — 1,7S — 0,3) — 0,2Р — 0,25Ni — 1,2 (Сг +

; Mo) — 0,8Cu — 4V — 8Sn 1.	(II. 44)

Формулы приведены для случаев избытка марганца; при редко
встречаемом избытке серы второе слагаемое должно быть соот-
ветственно заменено:

М	«	Гс Мп - (0,24-0,3) ]

1)	для эвтектической кристаллизации S-----------у?—— ;

о Го Мп •- (0,24-0,3)

2)	для эвтектоидного превращения 3 |~S----------у?—— J .

Метод применения приведенных формул заключается в сле-
дующем. Пусть, например, состав чугуна для какой-нибудь
отливки был определен и давал удовлетворительные результаты
по структуре при С 3,2?»; Si - 1,8%; Мп - 0,7%; S — 0,1%;
Р - 0,3%.

С точки зрения повышения механических и физических свойств
потребовалось, например, дополнительное легирование чугуна
0,5% Сг и 0,5% Мо. Поскольку эти элементы задерживают графи-
тизацию, необходимо, очевидно, во избежание образования отбела
повысить содержание кремния в чугуне. Для этого подсчитывается
величина константы Кг этого чугуна по формуле (II. 43)

Кг 3,2 11,8 — 0,2 (0,7 — 1,7-0,1 — 0,3) +

0,1 -0,3] - 5,6,
после чего определяется необходимое содержание кремния при
дополнительном легировании:

Кг = 5,6 - 3,2 [Si — 0,2 (0,7 — 1,7-0,1 — 0,3) +

4-0,1-0,3 — 1,2-0,5 — 0,4-0,51,
откуда

Si - 2,6%.

Если структура чугуна в отливке была перлитная, то она такой
же останется, поскольку молибден действует в эвтектоидном интер-
вале сильнее, чем в эвтектическом и, следовательно, дополни-
тельной проверки по формуле (II. 44) не требуется.

В литературе встречаются и другие методы расчета. Так,
например, А. И. Вейник [10; 381, используя данные Г. Ф. Балан-
176
дина, определяет константу графитизации более простой, но
менее точной формулой

Кг - С | Si + 0,05 (Р — 0,2) — (Мп — 1,7S — 0,464), (II. 45)
не учитывающей разное влияние углерода и кремния и принимаю-
щей влияние избытка марганца количественно одинаковым с влия-
нием углерода и кремния. На основе этой константы определяется
относительное количество графита в чугуне

! _expI—(Ц.46)

где f (у)—функция скорости кристаллизации;

В — коэффициент, возрастающий с константой графити-
зации (при увеличении Кг от 3,5 до 6% значение В
возрастает от 0,48 до 0,62).

Из (II. 46) следует, что с увеличением значений Кг, а значит
и В, количество графита увеличивается, однако интенсивность
этого влияния кажется значительно меньше действительной. Иным
путем подошел к решению вопроса А. А. Жуков [49]. Исходя
из однозначной зависимости между склонностью к графитизации
и активностью и пренебрегая влиянием железа, он предложил
константу графитизации

к, 1g «Г -I	<п-47)

/vc USi

где асем — активность углерода в цементите или насыщен-
ном метастабильном аустените;

Ns\ и Nc — концентрации кремния и углерода;

Csi, CSi — концентрации кремния в аустените метастабиль-
ной и стабильной систем с учетом микролик-
вации;

Кг—константа, характеризующая максимальную ра-
боту процесса (AF RT In а£), а следова-
тельно, и склонность к графитизации.

На основе (II. 47) автором построены линии одинаковых зна-
чений Кг, а следовательно, и одинаковой склонности к графити-
зации, которые определяют соотношение между углеродом и крем-
нием, и показано, что они приближаются к гиперболам, что на-
ходится в соответствии с (II. 10). Очевидно, так же могут быть
построены линии соотношения между другими элементами. Однако,
как указывалось уже неоднократно, отождествление активности
со склонностью к графитизации оправдывается далеко не во всех
случаях.

12 Ц. Г. Гиршович 707	177
Глава VI

ВЛИЯНИЕ жидкого состояния

Жидкое состояние чугуна характеризуется его физическими
свойствами (вязкостью, поверхностным и межфазным натяжением),
наличием упорядоченных комплексов и включений и способ-
ностью их смачивать. Все это определяет в известной мере пере-
охлаждение и количество вынужденных и самопроизвольных за-
родышей, что оказывает большое влияние на кристаллизацию
чугуна. Это влияние практически реализуется путем изменения
перегрева, выдержки жидкого чугуна, модифицирования и других
методов обработки металла в жидком состоянии и в процессе
кристаллизации, исходных шихтовых материалов и режима
плавки. Во всех указанных видах обработки жидкого чугуна
сущность происходящих процессов заключается либо в изменении
числа зародышей, приводящем к изменению размеров эвтекти-
ческих зерен или размеров и распределения структурных фаз
(п е р в ы й вид о б р а б о т к и), либо в изменении условий
их роста, приводящем к изменению формы кристаллических обра-
зований (второй вид об р а б о т к и). При этом наиболь-
шее значение имеет изменение формы, размеров и распределения
графита.

33. Влияние перегрева и выдержки чугуна
в жидком состоянии

Повышение перегрева жидкого чугуна и увеличение выдержки
его в печи обычно изменяют нс только его жидкое состояние, но
и химический состав, в том числе — содержание газов. Это при-
водит к комплексному влиянию на процесс кристаллизации, что,
к сожалению, далеко не всегда учитывается. Точно также необ-
ходимо отметить, что во многих случаях увеличение перегрева
чугуна в печи сопровождается одновременно повышением темпе-
ратуры заливки. Однако эти два фактора различны по природе
и воздействию на процесс кристаллизации. Поэтому совершенно
не обоснованы встречаемые в литературе попытки объяснения
влияния перегрева изменением скорости охлаждения и кристалли-
зации. Перегрев металла в печи пли выдержка его в жидком со-
стоянии, в противоположность температуре заливки, не оказывают
и не могут оказать влияния на скорость охлаждения отливки
в форме, которая определяется теплоотводом. Такое влияние
может оказать только температура заливки.

Как уже раньше было указано (рис. 12), перегрев и выдержка
жидкого чугуна в печи сопровождаются уменьшением вязкости.
Вместе с тем, как это ясно из исследований К. И. Ващенко и
А. П. Рудого 143], при этом происходит увеличение поверхност-
178
ного натяжения (рис. 95), с которым может быть связано меж-
фазное натяжение чугуна *. В соответствии с этим увеличивается
критический размер зародышей, уменьшается их количество и
увеличивается переохлаждение. Кроме того, облегчается коалес-
ценция, а следовательно, увеличивается скорость всплывания
включений и удаления их из металла, как то следует из извест-
ной формулы Стокса **

v~ 4vf2^-Y.)>	(”.48)

ч

где g — ускорение свободного падения;

т) — коэффициент динамической вязкости;

г — радиус включения;

Y,w и Yj — удельные веса металла и включения.

Рис. 95. Влияние углерода, кремния и температуры па по-
верхностное натяжение чугуна

Однако главными причинами дезактивации потенциальных
зародышей при перегреве и выдержке являются, по-видимому,
их растворение, а также разрушение поверхностных слоев, что
приводит к повышению устойчивости жидкости и к увеличению
переохлаждения. И действительно, повышение перегрева увели-
чивает переохлаждение как в сером чугуне [63]:

Температура	Эвтектическая температура (в °C)			
перегрева в °C	подогретая I  форма	1	сухая форма	сырая форма	металлическая форма
1260	1186	1152	1136		.
1420	1176	1145	1127	—
1590	—	1113	1103	1013

* Увеличение межфазного натяжения происходит по К. И. Ващенко и
К. К. Косняку только до 1500—1600°С (вследствие десорбции), свыше чего
оно уменьшается уже из-за влияния самой температуры.

** Формула Стокса справедлива только при ламинарном обтекании и малых
включениях (Re*<0.6) в условиях отсутствия поверхностных явлений.

12*	179
так и в белом (рис. 96), причем последнее влияние зависит от
содержания кремния в чугуне [169].

Таким образом, перегрев влияет на переохлаждение так же,
как увеличение скорости охлаждения. Однако в данном случае
увеличение числа зародышей в результате переохлаждения, по-
видимому, не в состоянии компенсировать соответствующую убыль
этих зародышей в процессе перегрева. В общем итоге поэтому

влияние перегрева и выдерж-
ки на кристаллизацию чу-
гуна характеризуется умень-
шением числа зародышей,
торможением графитизации,
укрупнением эвтектического

Рис. 97. Влияние перегрева на вели-
чину эвтектического зерна и размер
графитных выделений в сером чугуне

Рис. 96. Влияние перегрева
на переохлаждение белого
чугуна при разном содер-
жании кремния

зерна [286] и одновременно измельчением графита (рис. 97), * а
также увеличением тенденции к междендритиой ориентации
(рис. 98). Принципиально такое же влияние оказывают перегрев
и выдержка на графитизацию отбеленного чугуна [256], увели-
чивая в нем размер эвтектического зерна и глубину отбела
(рис. 99).

Как давно уже показал И. Н. Богачев [3], последующая
выдержка чугуна при более низких температурах в некоторой

* Из работ, проведенных в литейной лаборатории Л ПИ совместно с
Л. Я. Иоффе.

180
мере восстанавливает исходное состояние и ведет поэтому к обрат-
ным результатам — уменьшению переохлаждения (рис. 100). То
же подтверждено исследованиями^К- П. Бунина. Однако оши-

Температура перезрев а, 0С

Рис. 98. Влияние перегрева и выдержки чугуна на обра-
зование междендритного графита: а — без выдержки;

б — с выдержкой 30 мин:

1 — неориентированный пластинчатый графит’, 2 —междендрит-
ный графит; 3 — графит промежуточного типа

бочно думать, что влияние перегрева на число зародышей яв-
ляется полностью обратимым процессом, так как при более низ-
ких температурах эти зародыши восстанавливаются только ча-

стично, главным образом за счет обратного выделения из раствора,
как это прямым экспериментом было показано в отношении суль-
фидов [31 и графита [5]. Как видно из рис. 101 15], равновесное
181
количество графита, устанавливающееся после некоторой вы-
держки чугуна в жидком состоянии, оказывается тем больше,
чем ниже температура закалки. Вместе с тем, металл при перегреве
в значительной мере очищается
от включений и потенциальных
зародышей. Это следует, напри-
мер, из благоприятного влияния

Рис. 101. Влияние температуры
закалки белого чугуна с жидкого
состояния на содержание графита

Рис. 100. Влияние выдержки при бо-
лее низких температурах после пере-
грева при высокой температуре на
положение эвтектической температуры

перегрева на жидкотекучесть даже при более низкой температуре
заливки [11], а также из того факта, что модифицирование про-
является наиболее благоприятно при высоком перегреве и низкой

Рис. 102. Влияние перегрева чугуна в
жидком состоянии на содержание связан-
ного углерода (а) и азота (6) в чугуне

регрева изменяется. На рис. 102,

температуре модифицирова-
ния [1861. Поэтому следует
признать, что восстановле-
ние жидкого состояния при
понижении температуры про-
исходит только частично и
что перегрев оказывает в не-
которой мере не изменяю-
щееся при последующем
охлаждении влияние на чу-
гун. Следует также отметить
существование критической
температуры в пределах
1400—1500° С [631, при ко-
торой характер влияния пе-
а это отображается коли-

чеством связанного углерода, которое начинает уменьшаться
с повышением перегрева. Наличие перегиба на кривых пере-
грева многократно проверялось, причем установлено, что пере-
182
гиб далеко не всегда обнаруживается и в ряде случаев зави-
симость графитизации от перегрева выражается монотонной
кривой. Поэтому наличие перегиба чаще всего объясняется по-
бочными факторами, нарушающими общую закономерность влия-
ния перегрева. В большинстве случаев указывают на изменение
содержания газов в чугуне*. Обоснованность такого предположе-
ния подтверждается исследованиями И. Н. Богачева и И. П. Бере-
невой |3], показавшими идентичность влияния перегрева на ко-
личество связанного углерода и содержание азота в чугуне
(рис. 102, б). Однако нет сомнений, что указанное явление может
быть и закономерным следствием изменения общего количества
зародышей в чугуне, которое может уменьшаться или увеличи-
ваться, а следовательно, соответствующим образом изменять
склонность чугуна к графитизации. Все вышеизложенное отно-
сится не только к серому, но и к белому чугуну, структура кото-
рого также измельчается с увеличением перегрева и выдержки
в жидком состоянии, что значительно отражается на процессе
последующего отжига. На высокопрочном же чугуне влияние
перегрева проявляется менее заметно [135] и размер графита
определяется главным образом составом металла, скоростью
охлаждения и модифицированием. Однако и в этом случае, как
показал И. О. Цыпин, графит все же размельчается при перегреве.

34. Влияние модифицирования и прочих методов
обработки чугуна в жидком состоянии и в процессе
кристаллизации

Все существующие в настоящее время методы обработки жид-
кого чугуна (в том числе и вышеизложенные тепловые) имеют
целью, как уже указывалось, либо воздействовать на степень гра-
фитизации, размеры и распределение графита путем изменения
числа зародышей (в зависимости от характера этих изменений
модифицирование этого типа может быть графитизирующим или
стабилизирующим), либо влиять на форму графита путем измене-
ния условий роста его включений (рис. 103).

В качестве графитизирующих модификаторов первого типа
применяются ферросилиций, спликокальций, графит, алюминий,
всякого рода сложные композиции, например Si—Мп—Zr, Si
—Мп—Al- Са—Ва и др.** Однако практически наибольшее

* По мнению А. А. Вертмана и др. [48], в жидком чугуне при температу-
рах выше 1550—1600’ С происходит изменение структуры ближнего порядка
и силы связи Fe—С и железо - газ уменьшаются. Поэтому облегчаются удаление
газов и графитизация.

** Рекламируемый в последнее время в США модификатор под названием
«инокулой» имеет состав: Si — 60ч-65%, Мп •—9ч-12%, Са — 1,5ч-2,0%,
Ba ~ 4ч-6%, AI 1,0ч-1,5%. Модификатор, предложенный Б. А. Носковым,
имеет состав: Са - 10ч-15%, Мп “ 15<-20%, Fe - 10ч-15%, Si - 45ч-55°о,
AI = 14-1,5%.
применение имеет 75-процентный ферросилиций, эффективность
которого на сером чугуне особенно возрастает при содержании
около 0,7% Са и 1,4% А1 [135]. На эффективность же ферроси-
лиция при модифицировании высокопрочного чугуна (вместе
с магнием и церием или после их присадки * с целью устранения
отбела) наличие А1 и Са не оказывает влияния. В отношении
других модификаторов также наблюдается некоторая разница
в поведении разных чугунов. Так, например, графит оказывает

Рис. 103. Схема основных типов модифицирования чугуна

благоприятное действие только на серый чугун; силикокальций
же хорошо проявляет себя как па сером, так и на высокопрочном
чугуне. Эти факты, как и то обстоятельство, что наибольшая
эффективность получается при сложных модификаторах, напри-
мер Si—Al—Са или Si—Мп—А1—Са—Ва в то время как каждая
из их составных частей (элементов) в отдельности может и не

5 Как показали исследования, в частности В. В. Дуброва [441, ферросилиций
оказывает графитизирующее влияние только при присадке после магния, в про-
тивном случае он может даже способствовать отбелу высокопрочного чугуна,
однако это является побочным следствием изменения степени усвоения магния.
Особенно эффективно действие поздней присадки FeSi непосредственно в форме
[268], что подтверждено работой А. Л. Рыжикова и др. («Литейное производ-
ство», 1965. № 10). При этом резко увеличивается число включений графита.
184
оказать заметного влияния, свидетельствуют о сложности про-
цесса модифицирования.

Общий характер влияния графитизирующих модификаторов
на серый чугун иллюстрируется рис. 59, 103 и 104. Как видно
из этих данных, графитизирующее модифицирование увеличивает
степень графитизации и измельчает эвтектическое зерно, что

Рис. 104. Влияние количества модификаторов на вели-
чину эвтектического зерна, размеры графита и мат-
рицу чугуна: а—модифицирование силикокальцием;
б — алюминием

является естественным результатом увеличения количества заро-
дышей графита. Вследствие этого уменьшается переохлаждение
и подавляется тенденция к междендритной ориентации графита.
Все это проявляется тем интенсивнее, чем меньше склонность
чугуна к графитизации, чем меньше в нем потенциальных заро-
дышей и, в частности, чем меньше его эвтектичность. При этом
интересно отметить (рис. 59), что с увеличением углеродного экви-
валента количество эвтектических зерен в немодифицированном
чугуне увеличивается (вследствие увеличения флуктуации
и уменьшения переохлаждения), а в модифицированном —
уменьшается (вследствие уменьшения эффективности модифициро-
вания), так что в эвтектическом и заэвтектическом чугунах влия-
ние модифицирования практически ничтожно. По той же причине
модифицирование мало эффективно в условиях медленного охлаж-
дения, малого перегрева, малого количества стали в шихте и
вообще во всех условиях малого переохлаждения.

Хотя общее влияние модификаторов в сером чугуне возрастает
с увеличением их количества [245], удельная эффективность
понижается (рис. 105), и тем интенсивнее, чем меньше углеродный

Рис. 105. Влияние количества
ферросилиция (по кремнию) на
увеличение эвтектических зерен
в чугуне с разным углеродным
эквивалентом

Рис. 106. Влияние кремния при
присадке в печь (/) и в ковш (2)
на графитизацию отбеленного
чугуна

эквивалент чугуна. Характерным для модифицирования этого
типа является также укрупнение выделений графита, несмотря
на измельчение эвтектического зерна (рис. 104). Однако следует
иметь в виду, что это является следствием перехода от междендрит-
ного графита к равномерно распределенному неориентированному
и вовсе не указывает, что графит в модифицированном чугуне
крупнее, чем в обычном. В действительности модифицированные
чугуны характеризуются наличием более мелкого графита, так как
более интенсивное влияние кремния, как модификатора, ио сравне-
нию с легированием, дает возможность применять чугун с мень-
шей эвтектичностью. Более высокое графитизирующее действие
кремния или другого модификатора при присадке в ковш по сравне-
нию с присадкой в шихту или в печь является отличительной
особенностью модифицирования по сравнению с легированием.
Это дает возможность разграничить двоякое действие модифи-
каторов. И действительно, как видно из рис. 106, кремний в отбе-
186
ленном чугуне повышает графитизацию и как модификатор, и
как легирующий элемент [2451. С другой стороны, влияние алю-
миния, представленное на рис. 87, иллюстрирует одинаковое
действие его при присадке в ковш и в печь, и это свидетельствует
о том, что алюминий в сером чугуне — слабый модификатор.
Указанное подтверждается также тем, что он не устраняет
образования междендритного графита, а скорее даже способ-
ствует ему (рис. 103), хотя в этом отношении имеются и противо-
положные мнения 1278]. Таково же влияние металлического
кремния или бедного алюминием и кальцием ферросилиция. Гра-
фитизирующее же влияние ферросилиция с содержанием около

Рис. 107. Линии нзоэвтектичсского превращения в пемодпфнцирован-
ном (а) и модифицированном (6) чугунах

0,7% Са и 1,4% А1 проявляется более сильно и является след-
ствием не только легирования, но и процесса модифицирования.
Это видно, например, из того, что кремний, который как легирую-
щий элемент мало влияет на количество эвтектических зерен в се-
ром чугуне (рис. 59), интенсивно действует как модификатор при
присадке в виде ферросилиция в ковш (рис. 104).

Значительное увеличение числа зародышей имеет место также
при присадке ферросилиция к высокопрочному чугуну. Количество
включений шаровидного графита при этом увеличивается, напри-
мер с 1000—6000 до 10 000—14 000 на 1 см2, в том числе даже
в заэвтектическом чугуне.

Образование большого числа зародышей и меньшее переохла-
ждение при модифицировании несколько изменяет также характер
затвердевания чугуна [285]. В связи с этим в модифицированном
чугуне [295] имеют место меньшие переохлаждения (на 4—7 град),
меньший градиент температур по сечению и более широкая
двухфазная зона (рис. 107). Однако полная продолжительность
процесса кристаллизации при модифицировании не изменяется,
если состав чугуна остается постоянным, как это теоретически
и экспериментально было показано автором и Ю. А. Нехендзи
не только на чугуне, но и на других сплавах [189]. Поэтому,
несмотря на имеющиеся притивоположные данные [37], следует
считать, что и при обработке чугуна магнием общая продолжи-
тельность кристаллизации практически не изменяется.

Весьма важно отметить, что во всех случаях действие модифи-
каторов является функцией времени. Оно проявляется в наиболее
сильной степени через 1—5 мин после присадки. С дальнейшим
увеличением выдержки чугуна модифицирующий эффект сни-
жается и полностью пропадает через 10—25 мин. При этом исче-
зают все признаки модифицирования, в частности, вновь пони-
жается температура эвтектического превращения. Эта зависимость
эффективности присадок в ковш от продолжительности выдержки
металла до заливки является вторым характернейшим признаком
всех процессов модифицирования, хотя доспустимая длительность
выдержки в разных случаях различна. Она зависит от утойчивости
зародышей, скорости растворения модификатора и диффузии
элементов в жидком металле [238].

Следует также отметить, что во всех случаях модифицирования
графитизирующего типа большое значение имеет также темпера-
тура введения присадок в жидкий металл. Исследования [186;
285] показали, что при модифицировании серого чугуна наиболь-
шая эффективность процесса проявляется при высоком пере-
греве, но при низкой температуре модифицирования (конечно,
в той мере, в какой это возможно при условии получения здоровых
отливок). Это, вероятно, является следствием естественной дезак-
тивации зародышей во времени, которая протекает тем интенсив-
нее, чем выше температура. *

На основе всего вышеуказанного можно сделать некоторые
замечания о механизме модифицирования. Прежде всего следует
указать, что микролегирование как теория модифицирования
должно быть отвергнуто, ибо оба эти влияния неодинаковы по
природе и практически различны. По той же причине следует
отвергнуть теории, пытающиеся объяснить модифицирование ра-
финированием (раскислением, дегазацией, обессериванием), хотя
большинство модификаторов вследствие большой химической
активности действительно характеризуется этой особенностью.
Однако это побочное, а не основное действие модификаторов.

В ряде случаев модифицирующее действие Si, Са и других
элементов стремятся объяснить понижением поверхностного натя-
жения после связывания серы и кислорода. Предполагается, что
это является следствием адсорбции на графите или аустените
поверхностно-активных элементов [234]. Понижение эффектив-

* Как показали Н. И. Астафурова и П. И. Таланов [46], а также
С. R. Lopper и R. W. Heine («Modern Castings», 1965, v. 48, N 4). наиболь-
шую эффективность жгнпй и церин обнаруживают при высоких температурах
(большее число включении и лучшая форма графита).
пости во времени объясняется при этом десорбцией, а увеличе-
ние числа эвтектических зерен — уменьшением скорости роста.
Однако такое влияние возможно только в результате увеличения
переохлаждения, в то время как в действительности при моди-
фицировании этого рода наблюдается обратная картина.

Единственно правильными являются теории, увязывающие
модифицирование первого типа с изменением количества зароды-
шей, увеличение числа которых происходит путем создания или
активизации в жидком металле включений или комплексов, могу-
щих стать зародышами при соответствующем сравнительно не-
большом переохлаждении. Только этим можно объяснить повы-
шение склонности к графитизации, ликвидацию отбела и меж-
дендритного графита, уменьшение переохлаждения, размельчение
эвтектического зерна и зависимость от продолжительности вы-
держки, которые характерны для рассматриваемого типа модифи-
цирования. При этом интересно отметить, что, в противополож-
ность перегреву, уменьшение числа зародышей из-за уменьшения
переохлаждения с избытком перекрывается в данном случае
образованием зародышей модификаторами. В отношении при-
роды образующихся зародышей существует много точек зрения,
но ни одна из них не имеет достаточно солидного эксперименталь-
ного подтверждения. Однако можно предположить, что в боль-
шинстве случаев эту роль играют окислы, сульфиды, нитриды,
карбиды * или более сложные соединения. Преимущественная
вероятность образования тех или иных соединений при присадке
модификаторов может быть грубо приближенно определена по
изменению свободной энергии (рис. 108) соответствующих реакций
1253], хотя в реальных условиях равновесие отсутствует.

Нельзя не отметить, что в большинстве случаев кремний при-
сутствует в большом количестве практически применяемых моди-
фикаторах графитизирующего типа и, следовательно, играет
значительную роль, хотя в чистом виде он не характеризуется
модифицирующим действием. Распространено мнение, что благо-
приятное влияние кремния определяется образованием локально

* Б. Люкс [154] выдвинул гипотезу, по которой зародышами при моди-
фицировании являются главным образом нерастворимые в жидком чугуне соле-
подобные карбиды с ионной связью, что особенно характерно для кальция.
Эта гипотеза подтверждается образованием ацетилена при взаимодействии моди-
фицированного чугуна с водой. Однако, как видно из рис. 108, термодинамиче-
ская вероятность образования сульфида и тем более окисла кальция больше,
чем карбида. Поэтому образование карбида кальция в присутствии кислорода,
серы и азота в чугуне можно объяснить только отсутствием равновесия. Пред-
полагается, что мало растворимый в чугуне кальций образует мельчайшие жид-
кие капли, вокруг которых локально образуются раскисленные и обессеренные
слои металла, что и делает возможным образование карбида вблизи металличе-
ского кальция. Можно предположить далее, что карбид кальция сейчас же покры-
вается графитом, что защищает его от быстрой реакции с кислородом и серой.

Большое значение придается также SiC, который, распадаясь, выделяет
углерод, образующий зародыши (Е. Hurru m. «Mod. Cost.», 1965, v. 47, N 3).
Рис. 108. Изменение свободной энергии образования окислов и карбидов, сульфидов и нитридов
насыщенных этим элементом зон, что приводит к выделению пер-
вичного графита, раскислению металла и увеличению зародыше-
вого действия включений. Однако какую роль при этом играют
интенсифицирующие процесс другие элементы (Al, Са, Zr) — еще
не выяснено. Кроме того, в противоречии с этой гипотезой нахо-
дится понижение эффективности графитизирующих модифика-
торов при увеличении эвтектичности чугуна, когда образование
пересыщенных локальных объемов облегчается. Это соображение
дало основание В. Паттерсону [285] утверждать, что модифици-
рующее действие кремиесодержащих добавок объясняется обра-
зованием SiO2. Вообще же надо полагать, что природа образую-
щихся при модифицировании зародышей может быть различна *.

Переходя к вопросу о стабилизирующем модифицировании,
следует указать, что в данном случае преследуются цели перлити-
зации структуры в сером чугуне или полное подавление выделения
графита в ковком и отбеленном чугунах. Для серого чугуна поль-
зуются а н т ифе р р ит и зи ру ющи м н модификаторами, содер-
жащими Мп, Сг или еще лучше Си, Sn, Sb, а иногда (по дан-
ным А. М. Петриченко) даже РЬ (при литье в металлические
формы). Наилучшим же модификатором этого рода, как показал
Деси [61], является смесь из 92% сплава (52,2% Си, 28% Si,
14% Са, 5% Sn, 0,5% Al) и 8% графита, обеспечивающая гра-
фитизацию (Са, Si, Al), отсутствие феррита (Sn, Си), мелкое зерно
(графит) и высокие свойства.

В качестве стабилизирующих модификаторов для ковкого и от-
беленного чугунов применение получили Bi, В, Те, S, N2, Се, Mg. *
В производстве ковкого чугуна это имеет целью торможение пер-
вичной графитизации при литье толстостенных отливок или при
увеличении содержания углерода и кремния в металле. Чаще
всего для этого используются Bi, N2, S [47]. Все эти модифика-
торы применяются в сравнительно небольших количествах
(Bi —до 0,01%, цианамид кальция—от 0,2 до 0,5% **S— до
0,3%). В качестве примера на рис. 109 [47] представлено влияние
Bi и N2 на торможение графитизации чугуна в процессе затвер-
девания по исследованиям автора совместно с рядом сотрудников
завода им. Лепсе и ЦКБА в Ленинграде. Оказалось, что даже при
повышенном содержании в чугуне кремния (до 1,3%) модифици-
рование (в значительной мере также и легирование) азотом (в виде

* Графитизирующее модифицирование ковкого чугуна имеет свои особен-
ности, которые излагаются ниже, поскольку это связано с термической обра-
боткой. Малые количества некоторых из этих элементов могут действовать как
графитизирующие модификаторы. Особенно интересно отметить в этом отноше-
нии церий, который при присадке в виде мишметалла в количестве 0,04% с фер-
росилицием или даже без него оказывает модифицирующее действие на серый
чугун, что и используется на Минском автомобильном заводе.

** Большие присадки CaCNa приводят к образованию газовой пористости
[47]. То же относится и к алюминию, способствующему поглощению водорода
из сырой формы [135].
0,4% цианамида кальция — CaCN2), висмутом (до 0,01 %) и серой
(до 0,2—0,3%) обеспечивает в отливках корпусов вентилей и за-
движек с диаметром проходов 150 мм получение структуры белого
чугуна без выделения графита. Особенно эффективны в этом отно-
шении комплексные присадки, например Те + Al *, Bi + N2,
Bi |- В и т. п. Следует указать, что эффективность влияния Bi
и Те несколько возрастает при температурах присадки выше тем-
пературы испарения (для Bi —1450° С, для Те — 1340° С). Однако

Рис. 109. Влияние Bi и N2 на первичную графитизацию
в белом чугуне с разным содержанием кремния:

/ - 1.1 —1.2% Si, И — 1.4—1,7% Si (балл 8 соответст-
вует полностью серому чугуну, балл I— полностью белому)

температура заливки (в пределах 1520—1400° С) не оказывает
при этом заметного влияния [2751. ’ « : • ,

В производстве отбеленного литья в качестве стабилизирующих
модификаторов применяются чаще всего S (0,01—0,05%) и Те
(0,0002—0,0006%). Как видно из табл. 9, эти модификаторы, осо-
бенно теллур, увеличивают не только глубину чистого (л), и
общего (х -|- ?) отбела, но и их соотношение [ 16|. Для некоторого
уменьшения переходного слоя и улучшения отбеливаем ости одно-
временно увеличивают содержание кремния в шихте или добав-
ляют графитизирующий модификатор (FeSi, CaSi).

Таблица 9

Влияние серы и теллура на отбеливаемость чугуна

Зона	Присадка в ковш в %							
	Сера					Теллур		
	—	| 0.02		0,01	0.06	-J	0,0002	0,0004	0,0006
X В ММ 2 В ММ  я -  X-f 2	9 36  0,2	11  22  0,33	13  ' 24  0,35	15  30  0,33	11  21  0,34	13  24  0,35	16  28  0,36	19  33  0,37

* Влияние А1 в комплексной присадке в пределах до 0,03% объясняется
тем, что он образует пленку окислов на чугуне и тем препятствует улетучиванию
теллура; при дальнейшем росте количества алюминия выделение графита уве-
личивается.
Механизм действия стабилизирующих модификаторов, по-вн-
димому, заключается в дезактивации потенциальных зародышей.
Поэтому применение этих модификаторов на ковком чугуне при-
водит к уменьшению количества включений углерода отжига
в процессе последующего отжига, если не принимаются специаль-
ные меры (добавка А1, В или особые режимы, в частности низко-
температурный отжиг) для увеличения числа зародышей в про-
цессе термической обработки.

Модифицирование второго типа с целью изменения формы
графита производится путем присадки Mg, Се, Th, Y, Са и других
элементов в виде чистых металлов, лигатур, солей * или иных сое-
динений. В этом случае вместо пластинчатого стремятся получить
шаровидный графит. После ввода указанных модификаторов про-
изводят обычно еще второе, дополнительное модифицирование
путем присадки ферросилиция для устранения отбела. Возможен
также обратный нежелательный процесс подавления кристалли-
зации шаровидного графита (деглобулизация) под влиянием раз-
личных «демодификаторов»: Ti, Al, Pb, Bi, Sb и др. Вместе с тем
известны элементы, названные, как указывалось, «ремодифика-
торами» (Се, Th, Y, а по некоторым данным и La), которые по-
давляют неблагоприятное влияние «демодификаторов». Такая
классификация присадок является практически удобной, но, по
существу, во всех этих случаях имеет место только процесс моди-
фицирования второго типа, т. е. изменение формы графита.

Количество глобулизирующих модификаторов, которое необ-
ходимо для процесса, зависит от состава чугуна, избыточного коли-
чества серы (AS), приведенной толщины отливки /?, продолжитель-
ности ее затвердевания (пропорциональной /?2), времени выдержки
в ковше до заливки т, остаточного количества магния (0,02-4-
0,06%), процента усвоения а и других условий производства:

Mg (в %) -[0,008 (С + Si) i 0,76AS Н 0,00015/? -

+ 2- 10 е - 0,002т -| (0,02 ч- 0,0(5)]	.

(11.49)

Из этого следует, что присадка магния тем больше, чем больше
содержание С, Si и S ** в чугуне, чем больше приведенная толщина

*	По данным Б. С. Мнльмана и Н. Ю. Поповой [43|, оптимальной является
присадка MgCl2 и FcSi в отношении 1 : 1 в количестве 1,5—6,0% при темпера-
туре 1380—1430° С.

*	* На эффективность действия Mg влияют также газы [50]. Как показал
В. Маппсек («Gies. Beih». 1965, № 2), Mg прежде всего соединяется с О2 (в том
числе и с адсорбированным па графите) и только потом с S. Наличие газов
в чугуне требует большего количества Mg. Продувка же газами, способствуя
обессериванию, дегазации и переохлаждению, повышает эффективность действия
Mg. Влияние оказывает также температура (0. как это видно из формулы
М. Dccrop («Fonderie», 1965, № 228): Mg (в %) = [0,76 (S — 0,01) + (0,04н-0,06)4-

.... Т1О-3| Г'V 222.

1 T1U \I45O/ а •

13 Н. Г. Гиршович 707

193
отливки и длительность затвердевания и манипуляции с ковшом,
в течение которой часть магния улетучивается.

Вместе с тем следует всегда учитывать и наличие вредных при-
месей, для нейтрализации которых необходимо увеличивать коли-
чество остаточного магния или добавлять небольшие дозы церия,
тория или иттрия (0,02—0,1%). Поэтому допустимые пределы
для вредных примесей зависят от того, применяются или не при-
меняются ремодификаторы [251 ]: *

Демодификаторы	РЬ	Bi	Sb	Al	Ti	Sn	Те
Допустимые предельные концентрации в обычных условиях в %	0,002	0,002	0.002	0,05	0,05	0,03	0,03
То же при присадке Се в %	0,014	0,006	0.015	0,50	0,15	—	—

Кроме того, как, уже указывалось (рис. 88), эти пределы зави-
сят от взаимного усиления действия элементов. С точки же зрения
обеспечения ферритной структуры после отжига предельно допу-
стимо содержание следующих элементов [251 ]: 0,02% Sn;
0,025% As; 0,001% В; 0,07% Сг; 0,5% Си.

Модифицирование возможно также путем продувки чугуна
газами [52; 60]. Для этой цели могут применяться азот, аргон,
углекислый газ, кислород, углеводороды, в частности ацетилен,
бутан, природный газ и твердые углеводороды, например нафта-
лин. При продувке чугуна газами происходит, как правило, дега-
зация и удаление неметаллических включений**. Максимальная
дегазация, как то следует из исследования Ф. Варга и Е. Ворос
[60|, имеет место после двухминутной продувки и составляет 50—
80% от исходного содержания газов. В результате такой обра-
ботки может иметь место графитизирующее воздействие вследствие
удаления водорода и азота или стабилизирующее — вследствие
удаления потенциальных зародышей. В связи с этим, а также
вследствие снижения содержания С, S и других причин резуль-
таты продувки зависят от многих факторов, в том числе от при-
роды газов, способа продувки, материала трубки, количества и
размеров отверстий в ней и т. д. Особенно отмечается графитизи-
рующее влияние продувки, когда она производится через графи-
товые трубки. Добавочным фактором в этом случае является

* По другим данным (М. Decrop) допустимы: 0,01% Sb; 0.05% As; 0,08% Sn;
0,07% Al. Однако влияние этих элементов, по-видимому, может быть различ-
ным. Например, введение вместе с магнием Bi (0,01—0,015%) или Те (0,004%)
способствует измельчению, а следовательно, и улучшению формы графита,
устранению карбидов и увеличению количества феррита (С. R. Lop per and
R. W. Heine. «Modern Castings», 1965, v. 48, N 4).

** Влияние оказывает также выдержка чугуна в жидком состоянии при
продувке.
зародышевое действие растворяющегося в металле графита (на-
сыщение углеродом при этом происходит в пределах до 0,2%).
Этому фактору иногда приписывается даже главное влияние, а дей-
ствие газов объясняется перемешиванием чугуна. В зависимости
же от насыщения или удаления газов из чугуна, особенно водо-
рода и азота, может произойти усиление или подавление процесса
графитизации. Так, например, продувка титанистого чугуна СО2
или Аг, удаляя водород, способствует образованию междендрит-
ного графита.

В других случаях наблюдается обратная картина: увеличение
числа зародышей и уменьшение количества междендритного гра-
фита. Отмечено также, что Аг и N2 укрупняют, а Н2, NH3, СО2,
О2 и природный газ измельчают эвтектическое зерно [601. Нако-
нец, как показано в [28], продувка малосернистого чугуна неко-
торыми углеводородами способствует кристаллизации графита
в шаровидной форме в тем большей степени, чем больше отно-
шение С : Н в этих газах и чем выше, следовательно, температура
их разложения (крекинга). В связи с этим наилучшие результаты
были получены при обработке чугуна нафталином (С10Н8), однако
полностью шаровидная форма графита получается при этом только
в условиях кристаллизации чугуна по карбидной системе, что
требует последующего отжига.

Из остальных модифицирующих методов обработки жидкого
чугуна следует указать на вибрацию и ультразвуковую обработку.
Механизм действия вибрации обусловливается главным образом
разрушением кристаллов, поэтому наиболее эффективна вибрация
формы. Кроме механического разрушения кристаллов имеет зна-
чение кавитационное воздействие на металл, с которым связано
повышение давления и температуры плавления, а значит, увели-
чение переохлаждения. Как показали исследования А. М. Дми-
тровича и К. Т. Бузеля [58], при частоте вибрации 1000—1100 ко-
лебаний в минуту в ковше и особенно в форме наблюдается раз-
мельчение графита и создается тенденция к его междендритпому
расположению. Другие исследователи [260] получили благопри-
ятное влияние при 6000 колебаний в минуту и амплитуде 1,3 мм
не только в сером, но и в белом чугуне, где наблюдается измель-
чение карбидов и дендритов аустенита, причем меньшие ампли-
туды оказались неэффективными.

Вибрация жидкого металла может иметь значение также для
удаления некоторых примесей с низкой (Mg, Те, Pb, Bi, As) или
даже с высокой (Ti) температурой плавления, что, однако, является
уже прямым следствием изменения состава металла. В общем же
следует признать, что то влияние на структуру чугуна, которое
оказывает вибрация, может быть достигнуто более простыми сред-
ствами, и поэтому вибрация чугуна не получила практического
применения даже в той мере, в какой это имеет место для цветных
сплавов.
Обработка чугуна ультразвуком оказалась пока эффективной
главным образом при кристаллизации высокопрочного чугуна.
В этом случае обнаруживаются заметное измельчение шаровид-
ного графита и повышение степени графитизации, в частности
ферритизация матрицы. Измельчение пластинчатого графита про-
является в гораздо меньшей степени и далеко нс всегда заметно.
Как показали исследования А. Я. Иоффе, В. М. Голода и других
в литейной лаборатории ЛПИ, в сером чугуне измельчение эвтек-
тического зерна и ферритизация матрицы проявляются при этом
заметнее, чем измельчение графита. Установлено также, что эффек-
тивность ультразвука в сильной степени зависит от мощности
установки. Наибольшее влияние проявляется около концентра-
тора и при озвучивании металла в процессе его кристаллизации.
Благоприятное влияние сказывается и на ковком чугуне [61].

35.	Влияние шихтовых материалов и условий плавки

В практике можно часто наблюдать, что при изменении состава
шихты и переходе от чугуна одной доменной печи к чугуну дру-
гого происхождения структура и свойства получаемых отливок,
в том числе степень графитизации и глубина отбела, меняются
даже при, казалось бы, неизменном химическом составе металла.
Такую связь между свойствами исходных сырых материалов и
свойствами отливок иногда называют «наследственностью». Этот
термин, не совсем удачно заимствованный из органической жизни,
по смыслу означает тенденцию сохранять в отливках структуру
и свойства исходных материалов. Однако здесь нет ничего «гене-
тического» и тем более духовного. Влияние это чисто материали-
стическое и объясняется тем, что в исходных материалах всегда
имеется то или иное количество редких элементов, газов, неме-
таллических включений и разных комплексов, не контролируемых
обычным химическим анализом и сохраняемых в той или иной
степени при переплаве и перегреве металла в печи. Все это создает
сравнительно устойчивую зародышевую фазу или просто микро-
легирование, оказывающие определенное влияние на кристалли-
зацию чугуна. Поэтому имеется тенденция к образованию в от-
ливке структуры, аналогичной структуре исходных материалов.

Разные исследователи приписывают в этом вопросе наиболь-
шую роль то одним, то другим факторам. Так, например,
А. А. Горшков и П. П. Лузан [441 придают особое значение неме-
таллическим включениям (наряду с SiO2 и FeS), количество кото-
рых в древесиоугольных чугунах в 3,5—8 раз меньше, чем в кок-
совых. Согласно этим взглядам, меньшее количество включений
в древесноугольном чугуне приводит к меньшему количеству
вынужденных зародышей, большему переохлаждению в процессе
кристаллизации и, следовательно, получению более мелкого
графита. Эта точка зрения поддерживается и А. Е. Кривошеевым,
196
который считает, что зародышевую фазу составляют главным
образом окисли, хотя его собственные данные [16] показывают,
что количество неметаллических включений в двух резко различ-
ных по природе чугунах — коксовом и древесноуголыюм — может
сильно колебаться в зависимости от условий плавки (в первом от
0,035 до 0,366%, во втором — от 0,039 до 0,310%).

Поэтому нужно считать, что кроме количества и состава вклю-
чений значительную роль играет их состояние, форма, размеры.
Кроме того, следует, очевидно, принять, что коксовый чугун в не-
которых условиях плавки может не уступать по качеству древес-
ноугольному. В. П. Чернобровкин и др. [236] придают большое
значение газам, содержание которых в чушковых чугунах разных
доменных печей различно. Большая разница в содержании газов
наблюдается также в коксовом и древесноугольном чугунах,
как это видно из следующих данных (в сл43/100 Г):

Чугуны	со2	со	н,	Ni	сн4	Всего
Коксовый	1,0	15,0	30,0	22,0	1.0	69,0
Д рсвесноу гол ьн ы й	4,0	7,5	5,4	30,0	1.1	48,0

При этом особенно большая роль приписывается азоту, в част-
ности большее содержание его в древесноугольном чугуне выдви-
гается Л. И. Леви [209] как причина тонкой структуры и высоких
свойств отливок при плавке па этом материале. Вместе с тем дру-
гие исследователи отрицают не только разницу в содержании
газов в коксовом и древесноугольном чугунах, но и какое-либо
различие в свойствах отливок, выплавленных на этих материа-
лах [225]. Очевидно, что все это зависит от условий доменной
и ваграночной плавок.

Ряд исследователей уделяет большое внимание количеству
и характеру графита в чушковом чугуне, который при прочих
равных условиях является, по существу, функцией зародышевой
фазы в жидком металле. Особенно большие исследования в этом
отношении провел Л. И. Гольденберг [190], показавший, какой
вред в отношении структуры и свойств отливок приносят чушковые
чугуны, загрязненные спелыо. В зависимости от объема доменной
печи, ее форсировки, давления и температуры дутья, состава
шлаков и шихты меняются состав, количество и дисперсность заро-
дышевой фазы, а следовательно, и условия кристаллизации чуш-
ковых чугунов. В связи с этим замечено, что при плавке на южных
чугунах наиболее благоприятный по размерам и распределению
графит в отливках получается при применении в шихте чугунов
завода Запорожсталь. Менее благоприятный графит получается
197
при плавке на чугуне, выплавленном в доменных печах металлур-
гических заводов Криворожского, Коммунарского, Макеевского и
Днепродзержинского [190]. По тем или иным причинам чугуны
Урала (Магнитогорский), средней России (Новотульский) и Севера
(Череповецкий) на некоторых машиностроительных заводах счи-
тают недостаточно качественными. Однако эта характеристика
не является постоянной, она изменяется в зависимости от условий
доменной плавки, разливки и внепечной обработки на металлур-
гических заводах. Она меняется также в зависимости от условий
плавки в вагранке, поэтому сравнительная оценка качества чуш-
ковых чугунов меняется во времени и различна даже в разных
литейных цехах.

Влияние на качество отливок структуры шихтовых материа-
лов является причиной того, что для ваграночной шихты стре-
мятся избегать применения чугунов одного завода, в особенности
чугунов с большим содержанием кремния и спели. По этой при-
чине Г. И. Клецкин [200] предпочитает плавку на большом
количестве стального скрапа, Н. А. Баринов [179] — на мало-
кремнистом передельном чугуне, целесообразность использо-
вания которого подтверждена также работами автора совместно с
А. Я. Иоффе—для серого чугуна и опытом завода им. Лепсе—для
ковкого чугуна, хотя по другим данным [255] плавка на шихте
из белого чугуна дает иногда худшие результаты, чем плавка
на сером чугуне. Таким образом, все зависит от зародышевой фазы
чугунов и их склонности к переохлаждению. Однако, как правило,
можно утверждать, что исходные материалы с мелким графитом
или вовсе без графита проявляют тенденцию к образованию
такой же структуры в отливках. Поэтому плавка на белом чугуне,
т. е. с малым количеством зародышей графита, дает, как видно
из рис. ПО, более крупное зерно в отливках [3], а также больший
отбел. По той же причине замена коксового чугуна древесноуголь-
ным приводит к большей величине чистого отбела (л), уменьше-
нию промежуточной зоны (г) и увеличению показателя отбели-
ваемости [16]:

Чугуны	X В JWjH	2 В ММ	А ——£-— ж + 2
Коксовый	5—8	50—80	-0,09
То же+ древесноугольный	15—25	20—30	-0,45

Поэтому в течение ряда лет считалось обязательным примене-
ние древесноугольных чушковых чугунов для наиболее ответствен-
ного литья (отбеленного, ковкого). Однако нельзя считать, что
неблагоприятная структура исходных материалов должна обяза-
тельно вызывать соответствующую неблагоприятную структуру
198
в отливках. Перегрев жидкого чугуна при плавке, продувка
газами, обработка восстановительными шлаками в корне изме-
няют жидкое состояние чугуна, его зародышевую фазу и условия
кристаллизации. Благодаря этому удалось почти во всех случаях
отказаться от плавки на более дорогом древесноугольном чугуне
и получать качественные отливки при плавке на коксовом чугуне.

Указанные мероприятия, однако, большей частью не эффек-
тивны, если низкое качество чушковых чугунов обусловлено на-
личием вредных примесей (Pb, As, Sb, Ti, Bi, Sn и др.у которые
в последнее время стали считать важнейшей причиной плохой

Рис. 110. Величина эвтектического зерна в отливке (X 20):
а — плавка па смешанной шихте; б — то же на белом чугуне

«наследственности», при изготовлении как серого [255], так и вы-
сокопрочного [44; 551 чугуна.*

Особый интерес представляет использование чугуна, выплав-
ленного на керченской руде ввиду наличия в нем мышьяка и ти-
тана. Проведенные П. П. Лузаном исследования показали, что
демодифицирующее действие мышьяка возрастает при медленном
охлаждении и при повышенном содержании серы (>0,02%),
кремния (>3,5%) и особенно титана (>0,04%). Поэтому в при-
сутствии 0,04—0,05% Ti уже достаточно 0,04% As для образова-
ния графита смешанной формы, в то время как в его отсутствие
мышьяк проявляет свое отрицательное влияние только при кон-
центрациях около 0,1%. Нейтрализация влияния мышьяка
может быть произведена, как обычно, путем присадки церия или

П. П. Лузан («Литейное производство». 1965, № 10) считает, что актив-
ность демодификаторов зависит от разности обобщенных моментов магния и де-
модификатора. Поэтому влияние Bi > Sb > As, что соответствует их допусти-
мым содержаниям 0,005, 0,026 и 0,09% (порядок этих величин правилен, хотя
значения отличны от приведенных на стр. 194). Механизм действия демодифи-
каторов автор усматривает в хемсорбиии магния. Результаты процесса зависят
поэтому от соотношения концентраций магния и демодификатора.
другого ремодификатора, а титана — теми же средствами или
просто повышенным количеством магния (рис. 111).

Структура и свойства чугуна в значительной степени зависят
также от условий и режима плавки даже при одном и том же пере-
греве. Уже указывалось, например, что повышение влажности
дутья при плавке в вагранке ведет к насыщению чугуна водородом
и увеличению глубины отбела в отливках. Большое значение

Рис. 111. Нейтрализация вредного влияния титана (маг-
нием) и мышьяка (церием) на форму графита в чугуне:
ШГ — шаровидный графит; ПТ — пластинчатый графит

имеет также характер атмосферы в печи и состав шлаков, особенно

при плавке в отражательных и электрических печах, где реагенты
вследствие более высокой температуры действуют интенсивнее.
Указанное влияние в той или иной степени проявляется и при

например, что окислительный
характер атмосферы в печи
затягивает последующий про-
цесс отжига ковкого чугуна.
Еще большее влияние в этом

плавке в вагранке. Отмечается,

Таблица 10

Изменение газосодержания в чугуне
при плавке в вакууме

Газ	Содержание газов в %-104			
	без ваку- ума	при вакууме в мм рт. ст.		
		350	|	50	0,5
Водород	2,5	1,5	0,5	<0,5
Азот	НО	60	25	15
Кисло- род	20	15	12	6

чугуна. Как показали

отношении оказывают азот и
водород. Поэтому плавка в ва-
кууме, понижая содержание
этих газов (табл. 10), увеличи-
вает число зародышей и уско-
ряет отжиг ковкого чугуна
[551.

Указанное влияние на ско-
рость графитизации и струк-
туру ковкого чугуна обусло-
влено теми изменениями, ко-
торые вносят условия плавки
в строение исходного белого
|ия В. Паттерсона и Р. Деппа,

высокий перегрев в печи, длительная выдержка металла в жидком
состоянии, глиноземистая футеровка печи, некоторые примеси (Bi)
и, по-видимому, дегазация и вакуумная плавка способствуют
большему переохлаждению, объемной кристаллизации, образо-
ванию плитообразной (игольчатой) эвтектики, большему коли-
честву зародышей, а следовательно, и более быстрой графити-
зации.

Точно так же и в сером чугуне плавка в вакууме повышает
степень графитизации, в том числе и количество феррита в струк-
туре, размельчает графит и повышает тенденцию к его выделению
в междендритной форме вследствие большего переохлаждения
(примерно на 5—7 град), как это было показано Ф. Н. Тавадзе
и И. А. Байрамишвили 1228], И. В. Кузьминым и В. П. Черно-
бровкиным 150] и др.

Значительное уменьшение газосодержания (до 50—75°о) и соот-
ветствующее изменение структуры и свойств чугуна может быть
также достигнуто вакуумированием. Как показал В. П. Ми-
гай 150], уже после двухминутного вакуумирования заметно уве-
личивается количество феррита в структуре. По опытам Луту-
гипского чугунолитейного завода, вакуумирование снижает глу-
бину чистого отбела и переходного слоя на валках примерно
в 1,5 раза и уменьшает размеры эвтектического зерна и выделений
графита в серой зоне отливки. Точно также и при вакуумировании
белого чугуна получается большее число включений углерода
отжига и требуется меньше времени для отжига, как это наблю-
дается и при плавке в вакууме. Следует, однако, иметь в виду,
что указанное влияние вакуума и вакуумирования является
результатом не только дегазации, ио и ряда других процессов:
понижения содержания С, Si, Мп, S, уменьшения количества
неметаллических включений вследствие обессеривания, диссоциа-
ции окислов и нитридов и т. п. Поэтому становится возможным
увеличение числа зародышей, несмотря на увеличение переохла-
ждения.

Количество, форма, состав и распределение неметаллических
включений в чугуне в значительной степени зависят также от
шлакового режима плавки, который поэтому оказывает опреде-
ленное влияние на характер кристаллизации и структуру чу-
гуна.

В частности, при основных шлаках получается меньше окислов
в чугуне, большее переохлаждение, более мелкий графит и больше
феррита в матрице:

	В %	1с в °C	Графит	Матрица
Кислые шлаки	0,0105	1160	Г рубый	Перлит
Основные шлаки	0,0019	1140	Мелкий	Перлит +

г феррит

Такое же влияние оказывает плавка под шлаком, содержащим
окись титана. Интересно влияние магнезиальных шлаков, кото-
рые, согласно давно проведенным исследованиям Ф. Н. Тавадзе,
201
способствуют кристаллизации графита в шаровидной форме, что,
вероятно, обусловлено большим переохлаждением металла вслед-
ствие уменьшения в нем количества активных зародышей, а воз-
можно, и вследствие восстановления магния.

Особенно важным является шлаковый режим в производстве
валков, где в зависимости от жидкого состояния металла можно
получать отливки с разной величиной отбела или при постоянной
глубине чистого отбела — разную величину переходной зоны,
а значит и разную отбеливаемость. Исследования 1161 показы-
вают, что длительная выдержка хорошего по качеству чугуна под
окислительным шлаком с большим содержанием FeO (34—38?о)
приводит к увеличению числа зародышей, понижению глубины
отбела и уменьшению отбеливаемости. В то же время такая обра-
ботка плохого по качеству чугуна имеет своим следствием обрат-
ный эффект — уменьшение числа зародышей и вытекающее от-
сюда изменение глубины отбела и отбеливаемости. В том же
направлении, но значительно слабее действует раскисленный
шлак (10—15% FeO).

Глава VII

ВЛИЯНИЕ ФАКТОРА ВРЕМЕНИ

Фактор времени оказывает на структуру чугуна такое же боль-
шое влияние, как химический состав и жидкое состояние металла.
В зависимости от продолжительности кристаллизации и после-
дующего остывания * можно получить любую степень графити-
зации и любой ход процессов кристаллизации и перекристалли-
зации. Поэтому факторы времени, химического состава и жидкого
состояния чугуна должны быть строго взаимоувязаны для обеспе-
чения заданной структуры. Следует иметь в виду, что продолжи-
тельность кристаллизации и последующего остывания опре-
деляется рядом переменных: конструкцией отливок, теплофизи-
ческими свойствами металла и формы, температурой заливки,
технологией формы и т. п. Однако механизм влияния фактора вре-
мени во всех этих случаях один и тот же: с ускорением охлаждения
увеличивается переохлаждение и степень незавершенности про-
цессов в верхних и нижних температурных областях и кристал-
лизация и перекристаллизация все больше переходят в области
более низких температур, вследствие чего значительно изменяется
структура чугуна.

* Ю. А. Нехепдзи предложил [20] различать термины охлаждения
и остывания, приписывая первому общее понятие о понижении температуры,
второму — понижение температуры в твердом состоянии.
36.	Теплотехнический анализ продолжительности
кристаллизации и скорости остывания

Продолжительность процессов кристаллизации, остывания
и перекристаллизации металла отливок в формах определяется
исключительно тепловыми факторами, анализ которых привлек
большое внимание исследователей [10; 21; 33; 34; 38; 46; 82;
202; 223; 232; 242]. Хотя все полученные решения являются
приближенными, однако для цели, поставленной в настоящей
главе, т. е. для принципиального анализа разных факторов на
продолжительность кристаллизации, этого достаточно. Более того,
в нашем случае вполне возможно ограничиться рассмотрением
наиболее простых решений. В частности, для литья в песчаную
форму пригодно уравнение (I. 19), из которого следует, что опре-
деляющими факторами продолжительности затвердевания в про-
стейших условиях являются тепловая активность формы (Ьф),
объемная теплота кристаллизации металла (Z/р) и избыточная
критическая температура (0кр 0^ЛЛ). Тепловая же актив-
ность металла, его теплопроводность и температуропроводность
не имеют практического значения, так как они велики по сравне-
нию с соответствующими свойствами формы. В реальных усло-
виях следует еще учесть перегрев металла при заливке Мпер и
наличие интервала кристаллизации (A/WHW), но при песчаной
форме этот учет производится очень просто:

тЛ. -/J-	(11-50)

фх’эвт

где — продолжительность кристаллизации;

Q = L + с (Минт -|- Мпер) — общее количество тепла, выде-
ляемое при кристаллизации (скрытое и физическое).

Учитывая, что Ыинт 220 (1 — Sj), что теплота кристалли-
зации возрастает при графитизации примерно на 450 кал на 1 Г
графита и что при эвтектическом превращении выделяется при-
мерно 2,25% графита, можно формулу (II. 50) представить в раз-
вернутом виде:

/2п2—' 220 (1 - ^) с]2-	(11.50а)

“* ф.Эв/Н

Из этого выражения ясно, что продолжительность кристаллизации
зависит не только от указанных ранее факторов, но и от эвтектич-
ности (относительного количества эвтектики 5Э) и графитизации,
при которой теплота кристаллизации, как это принято в формуле
(II. 50а), увеличивается на 10Sj*.

, 2 23-450

4 Теплота графитизации — $э — & 10S5.
При литье в металлические формы упрощенная формула
(II. 50) неприменима. Не останавливаясь на соответствующих
решениях, необходимо указать, что влияние разных факторов
(за исключением интервала кристаллизации и графитизации) про-
является здесь принципиально иначе, в частности в случае метал-
лических форм конфигурация отливки не может быть учтена ее
приведенной толщиной, как это возможно при литье в песчаные
формы. Расчеты показывают, что ускоряющее действие металли-
ческих форм на продолжительность затвердевания зависит от
конфигурации отливок (при одном и том же значении /?). Соответ-
ствующее ускорение процесса по сравнению с песчаной формой
в среднем представляется для отливок разной конфигурации
следующим образом [33; 821:

Конфигурация отливки	Соотношение продолжительности затвердевания отливок в формах		
	песчаной	металлической толстостенной	металлической водо- охлаждаемой тон- костенной
Плита	1,0	1 : 8	1 : 9
Цилиндр	1,0	1 : 4,5	1 : 5
Шар	1,0	1 : 3	1 : 3,5

Таким образом, затвердевание в металлических формах при
одной и той же приведенной толщине отливок происходит значи-
тельно быстрее, чем в песчаных формах. При этом наибольшая раз-
ница наблюдается на плитообразных отливках, наименьшая —
на шаровых. Влияние остальных факторов качественно такое же,
как при литье в песчаные формы.

Аналитическое решение задачи об остывании отливок в твердом
состоянии оказывается еще сложнее, чем задача о затвердевании,
так как при остывании все время изменяются температуры отли-
вок, формы и поверхности раздела. Влияние фактора времени
в этом периоде можно характеризовать как продолжительностью,
так и скоростью остывания. Точное решение и в этом случае пока
невозможно, приближенные решения обычно страдают либо боль-
шой неточностью, либо большой сложностью. Из простых решений
наилучшие результаты для литья в песчаные формы дают прибли-
женное решение А. И. Вейника [10] и полуэмпирическая формула
О. Ю. Коцюбинского [202], которые после простых преобразо-
ваний можно представить в виде

X	+	(П.51)

т ’«<и-52)
где тА., хост ит — продолжительность кристаллизации, остыва-
ния и общая продолжительность процесса.

Обе формулы одинаково оценивают продолжительность кри-
сталлизации и по-разному — продолжительность остывания, кото-
рая легко определяется из формул (II. 51) или (II. 52) и (II. 50),
а именно:

х ост х хк

хост х



Формулы (II. 51) и (II. 52), а также (II. 53) и (II. 54) не учи-
тывают задержки процесса при у -> a-превращении, при котором
выделяется теплота Ьперл в пределах от 8 до 22 кал!Г, возрастаю-
щая с количеством феррита в структуре; с целью учета этого
фактора следует сделать поправку па продолжительность оста-
новки при у а, превращении по формуле

т _ LnepA
'перл	9

С ~dx

где хпеРЛ—продолжительность перлитного превращения;
dt
—---------скорость охлаждения в этом периоде.

Анализируя формулы (11. 53) и (II. 54), можно видеть, что они
различаются только последними множителями. Оценить их влия-
ние, а следовательно, и соотношение в продолжительности осты-
вания по обеим формулам возможно следующим образом:

®эит : 0 •
Q :
. бает
|п-0-'

1	1,5	2,7

-0,3 -0.3 -0,3

0	0,4	1,0

0	0.5	1,7

0	0,4	1,6

0	0,55	3.9

10

-0,3

2,3

9,0

6,7

86,4

Таким образом, формулы дают близкие результаты для начала
процесса остывания и сильно расходящиеся — для конца процесса
(формула О. Ю. Коцюбинского дает более точные результаты
для средних температур, но неприемлема для низких температур,
на что указывает и сам автор). Как легко видеть, продолжи-
тельность остывания отливок тем больше, чем больше симплекс
205
Сплав	с, %	SI. %	S3	кэг
S	2,0!	0,68	0,50	0,787
Т	4,01	0,61	1,02	2,791
V	3,77	3,08	1,15	2,266
Z	1,92	2,83	0,60	0,914

Рпс. 112. Кривые остывания в координатах —t: а—плиты по
данным А. С. Хипчина; б — бруски поданным В. Паттерсона (S$—
эвтектнчность, КЭГ — количество эвтектического графита)
- ниже температура остывания (0) и больше продолжитель-
„Ф

ность кристаллизации (-£— \ оказывающая воздействие вслед-
\ <-Уэвт/

ствис подогрева формы. Продолжительность охлаждения и осты-
вания пропорциональна /?2, поэтому кривые остывания отливок

разной толщины идентично представляются в координатах — t
(рис. 112).

Рис. 113. График, определяющий остывание отливок разной конфигурации в за-
висимости от критериев Bi и Fo (Ьц — температура в центре; 0п — температура
на поверхности)

— центры плиты; — — -- — поверхность плиты; — X —X — X — центр цн
линдра; — --------------------— поверхность цилиндра

Вопрос еще больше усложняется при литье в металлические
формы, когда кроме внешних факторов начинают играть роль
и внутренние (теплофизические константы металла). Однако в боль-
шинстве случаев остывание отливок при литье в металлические
(в том числе и водоохлаждаемые) формы происходит на воздухе
(отливки после затвердевания удаляются из формы), а этот про-
цесс достаточно подробно рассмотрен в теории теплопередачи.
Как видно из рис. 113, температура отливок в этом случае пони-
п-	а/? т' ят

жается с увеличением критериев Bi -г— и Fo 7^2“» т. е-
с увеличением коэффициента теплоотдачи а, теплопроводности
металла X и времени тис уменьшением приведенной толщины
отливки /?. Влияние разных факторов зависит от интенсивности
теплообмена. При малых значениях Bi (—0,1) влиянием перепада
температур по сечению, конфигурации отливки и теплопроводно-
сти металла можно пренебречь. В этом случае критерии Bi и Fo
играют примерно одинаковую роль, и понижение температуры
определяется произведением этих критериев

В,4° = (П-55)

По мере увеличения критерия Bi перепад температур по сече-
нию увеличивается, цилиндр начинает охлаждаться интенсивнее
плиты, и размеры отливки и теплопроводность металла начинают
приобретать все большее значение, так как относительная роль
критерия Fo при этом увеличивается.

Таким образом, анализ продолжительности процессов кристал-
лизации и остывания отливок в разных формах показывает, что
в общем случае определяющими факторами являются: конструк-
ция отливок, технология формы, температура и тепловые кон-
станты формы, химический состав и тепловые константы металла,
температура заливки и условия выбивки отливок из форм.

37.	Общая характеристика влияния фактора времени
на структуру чугуна

Вне зависимости от того, через какие технологические пара-
метры проявляет свое влияние на структуру чугуна фактор вре-
мени, определяющей является всегда продолжительность кри-
сталлизации и остывания отливок. Чем быстрее протекает этот
процесс, тем больше переохлаждение, с увеличением которого
изменяется не только количество зародышей и, следовательно,
дисперсность структуры, но и форма кристаллитов. Иллюстра-
цией этого положения может служить рис. 114 [2831, на котором
представлено влияние скорости охлаждения на положение эвтек-
тической температуры чугунов с разным содержанием магния
в условиях метастабильной и стабильной кристаллизации.
Из рис. 114 следует, что с повышением скорости охлаждения
в обоих случаях увеличивается переохлаждение * и изменяется
форма графита: пластинчатый графит постепенно переходит в ша-
ровидный. Хотя этот процесс не является в данном случае резуль-
татом одной скорости охлаждения, все же можно отметить, что
для образования шаровидного графита требуется тем меньше маг-
ния, чем быстрее протекает процесс. Большое переохлаждение
приводит, как правило, к увеличению количества зародышей
и к размельчению структуры. Это, вероятно, и является главной
причиной того, что количество зародышей** в чугуне с шаровидным

Из рис. 114, б ясно, что магний не только понижает при известной концен-
трации эвтектическую равновесную температуру, как легирующий элемент, но
и увеличивает переохлаждение, действуя таким образом в обоих направлениях.

*' Возможно, что число эвтектических колоний в высокопрочном чугуне не
соответствует точно числу включений графита, так как в эвтектической колонии
можег быть несколько включений графита [267].
графитом в 150—200 раз больше, чем в сером чугуне (в первом
случае 16—21 млн., во втором — около 100 тыс. включений
в 1 си3). Однако зависимость переохлаждения от скорости охла-
ждения у разных чугунов различна, так как она является функ-
цией состава, жидкого состояния, физических и теплофизических
свойств металла, наличия зародышей и т. п. Поэтому разные чу-
гуны по-разному реагируют на скорость охлаждения. В одном
чугуне при каком-то увеличении скорости охлаждения происходит

100	200	300	400

1160
I 1150
^ноо

^120
’ЪШО
с:

100	200	300	400 500

чугуна, град/мин



5:

§ 1140
^1130

$ g ню
g Р
§11000

1060g

Скорость охлаждения магниедого чугуна град/мим

Рис. 114. Влияние скорости
охлаждения на положение эвтек-
тической температуры в метаста-
бильной (а) и стабильной (б)
системах и на переохлаждение
и связанную с ним форму гра-
фита (в) в магниевом чугуне

только то или иное размельчение или изменение формы графита,
в другом — полный или частичный переход от стабильной к мета-
стабильной кристаллизации. Естественно, что это связано с про-
должительностью прохождения критического интервала (эвтекти-
ческого или эвтектоидного), а следовательно, с величиной этого
интервала и со скоростью охлаждения. При уменьшении этой
продолжительности процесс может перейти в область ниже Т*е,п
и вследствие этого могут образоваться в структуре метастабильные
фазы. Iio этой же причине тормозятся превращения в верхних
зонах подкритической области, вследствие чего в матрице обра-
зуются более дисперсные продукты превращения аустенита.

Исследования, проведенные в литейной лаборатории ЛПИ
совместно с А. Я. Иоффе (рис. 115), подтверждают, что факторы,
замедляющие охлаждение, как то: увеличение размеров отливки,
повышение температуры формы и заливки, — укрупняют эвтек-
тическое зерно и выделения графита в сером чугуне, увеличивают
количество графита в структуре и способствуют переходу межден-

14 Н. Г. Гиршович 707	2 09
дритного графита в неориентированный. * При этом уменьшается
также количество структурно-свободного цементита, укрупняется
перлит и увеличивается количество феррита в матрице чугуна.
Такое же влияние оказывает фактор времени, в частности размеры
отливки, на строение чугуна с шаровидным графитом (рис. 116). **

Рис. 115. Влияние размеров образца (а), температуры формы (б) и температуры
заливки (в) на максимальную и среднюю величину эвтектического зерна (DMaKC
и Dcp), максимальную и среднюю длину графитовых включений 1гер),
количество (77) и дисперсность (Пд) перлита

Из других технологических параметров фактора времени сле-
дует указать на материал формы, с повышением тепловой актив-
ности которого увеличивается скорость охлаждения. Наиболее

* Согласно исследованиям И. Н. Богачева и Г. В. Маханика [181], темпе-
ратура эвтектического превращения понижается с увеличением скорости охлаж-
дения, причем графит и аустенит постепенно измельчаются. При каком-то
максимальном переохлаждении графит становится точечным и междендритным,
а матрица при доэвтектическом составе — ледебуритной игольчатого (плитооб-
разного) типа. С дальнейшим же увеличением скорости охлаждения переохлаж-
дение уменьшается и структура начинает изменяться в обратном направлении
вследствие наложения стабильного превращения.

♦* По данным D. Logothetis, К. Plumbau («Techn. Mitt. Krupp», 1962,
N 4). Однако в высокопрочном чугуне при этом укрупняются выделения гра-
фита, а это ухудшает его форму и тормозит распад перлита.
сильное влияние в этом отношении оказывает металлическая
форма [14 ], вследствие чего на отливках в этом случае получается
отбеленный слой, толщина которого тем меньше, чем толще отливка
и слой теплоизоляционной облицовки (рис. 117). Меньшее, но
все же заметное влияние оказывают, как показали исследования,
влажность, размер зерен и плотность набивки формовочной смеси
(рис. 118), с увеличением которых ускоряется затвердевание, а сле-
довательно, изменяется и структура, хотя влияние это умень-
шается с увеличением доли мелких фракций в смеси. В том же
направлении, как впервые показал П. П. Берг [1], действует уве-
личение газопроницаемости вследствие улучшения теплопередачи.
Таким образом, фактор времени оказывает большое влияние
на структуру чугуна и это необходимо учесть при выборе состава
металла. Очевидно, что чем больше продолжительность кристал-
лизации отливки, тем соответственно меньше должна быть кон-
станта графитизации чугуна, в частности содержание кремния.
Как было показано статистической обработкой многих дан-
ных [111, соответствующая закономерность заключается в том,
что при уменьшении приведенной толщины отливки вдвое со-
держание кремния должно быть увеличено на 0,3%, т. е.
на 1g 2 (1g 2	0,30103); поэтому

+ lg-j~- или Si 4- IgR = const, (II. 56)

где /?! и R2 — приведенные толщины двух отливок с одинако-
вой структурой (степенью графитизации);

Si/^ и Si/?, — соответствующие содержания кремния.

Таким образом, для обеспечения одинаковой степени графити-
зации должна быть сохранена постоянной при прочих равных
условиях сумма Si + 1g R. Заменяя приведенную толщину от-
ливки продолжительностью затвердевания, можно представить
(II. 56) в более общем виде, в частности для литья в песчаные
формы:

SiT1 — SiT, | 4-lg~ или Si -i-_LigT =

-Si 1g ~Kk- const,	(П.57)

где Tj и — продолжительность кристаллизации двух отливок
с одинаковой степенью графитизации;

Siti и Six2 — соответствующие содержания кремния в этих от-
ливках;

k — коэффициент затвердевания.

Зная, таким образом, состав чугуна для какой-нибудь отливки,
можно определить необходимое изменение в содержании кремния
или эквивалентное изменение любого другого элемента для обес-
печения в иных условиях (другие толщины, теплофизические
14*	211
Рис. 116 Влияние толщины отливки на структуру чугуна с шаровидным
графитом

Рис. 117. Влияние толщины
слоя облицовки на величину
отбела отливок разной тол-
щины (10 и 40 мм)

Рис. 118. Влияние влажности,
зернистости и плотности набив-
ки формовочной смеси на про-
должительность затвердевания
чугунных отливок: а — мелкий
песок; б — крупный песок (циф-
ры указывают влажность сырых
форм в %, линии без цифр от-
носятся к сухим формам)
константы формы, температуры заливки и т. п.) той же структуры,
что в первом случае. Этим устанавливается в общем виде связь
между составом металла и технологическими факторами, опреде-
ляющими скорость охлаждения.

38. Особенности влияния технологических факторов

Важнейшим технологическим фактором, влияющим на продол-
жительность кристаллизации и остывания, является конструкция
отливки и, в частности при песчаной форме, ее приведенная
толщина. При этом чем тоньше отливка, тем мельче зерно и струк-
тура чугуна, но в то же время больше тенденция к образованию
междендритного графита. Поэтому строение и свойства чугунных
отливок при литье в песчаные формы тесно связаны с их приведен-
ной толщиной и, следовательно, оценка качества отливок по кон-
трольной пробе может дать правильное представление только
в том случае, когда приведенные толщины их одинаковы. Если
отливка, как это чаще всего бывает, представляет собой в тепло-
вом отношении плиту, т. е. размеры ее в двух направлениях зна-
чительно больше, чем в третьем, а пробой является цилиндри-
ческий брусок, то при литье в песчаные формы следует по возмож-
ности выдерживать соотношение

D - 25,	(II. 58)

где D - - диаметр бруска;

S — толщина отливки.

В случае же металлической формы это соотношение, учитывая
указанное ранее влияние конфигурации отливки, должно быть
примерно

D -= 5.	(II. 59)

Однако эти условия далеко не всегда выполнимы, поэтому
следует считаться с тем, что структура и свойства чугуна в от-
ливке и пробе чаще всего различны так же, как в разных частях
или в разных местах сечения одной и той же отливки. По этой
причине, в частности, для каждого чугуна, существует какая-то
критическая толщина отливки, при которой получается мелкий
и междендритный графит или отбел. Вместе с тем, следует иметь
в виду, что конструкция отливки определяется не одной ее тол-
щиной, а всей конфигурацией, которая в большинстве случаев
представляет сложное сочетание различных узлов, в которых
отдельные части вследствие теплопередачи взаимно действуют
друг на друга. Поэтому тонкие части, связанные с толстыми,
соответственно медленней охлаждаются, чем в изолированном
состоянии, и структура в них получается более дифференцирован-
ной. Большое влияние оказывают также острые углы в отливках,
замедляя теплоотвод и охлаждение отливок [41; 232].
Менее интенсивно действующим технологическим фактором
является температура заливки, влияние которой 4теоретически
ясно выражено во всех вышеприведенных формулах и в резуль-
татах экспериментальных исследований (см. рис. 115, в). Однако,
несмотря на это, в литературе встречаются данные противополож-
ного характера. В большинстве случаев это обусловлено тем, что

Рис. 119. Сравнительная структура чугуна при литье в песчаную и металличе-
ские формы: а — песчаная форма; б — толстостенная металлическая форма;
в — тонкостенная водоохлаждаемая форма; г — металлическая, под давлением
(тонкостенная отливка)

при постановке опытов изменялась не только температура заливки,
но и температура перегрева жидкого металла в печи или продолжи-
тельность выдержки металла в процессе охлаждения. Эти фак-
торы, как было указано выше, действуют в противоположном
направлении, увеличивая переохлаждение и препятствуя графи-
тизации.

Мощным фактором, оказывающим сильное влияние на струк-
туру чугуна, является также технология формы, т. е. ее материал
и температура, расположение отливок в форме, метод подвода
214
металла и т. п. Влияние технологии формы тем больше, чем меньше
содержание углерода и кремния в чугуне, тоньше отливка и менее
благоприятны другие условия для графитизации. В этом случае
часто достаточно небольших изменений в технологии формы,
чтобы вызвать резкое изменение в структуре чугуна. Так, например,
при литье тонкостенного ковкого чугуна часто замечается отсери-
вание частей, прилегающих к сухому стержню, и полное отсут-
ствие графита в частях, получаемых в сырой форме [И ]. В дру-
гих же условиях, в частности при больших толщинах отливок
(>50 мм) или высоком содержании углерода и кремния, влияние
технологии формы, в том числе даже применение кокилей, может
вовсе не проявиться. При более же тонкостенных отливках метал-
лические формы довольно сильно изменяют строение чугуна
(в направлении торможения графитизации, измельчения струк-
туры и даже сфероидизации графита), как это видно из рис. 119.
Этот процесс [14; 220] при правильно построенной технологии яв-
ляется поэтому весьма прогрессивным не только с экономической,
но и с технической точки зрения. Однако следует иметь в виду,
что вследствие большого переохлаждения при этом создаются
благоприятные условия для образования междендритного графита
и отбела, что, впрочем, может быть устранено путем правильного
подбора состава металла, применения модифицирования, подо-
грева форм, ранней выбивки, покрытий и т. и. В частности, реко-
мендуется увеличение содержания кремния в чугуне на 0,5—
0,8% *, чтобы получить такую же степень графитизации, как
при литье в песчаные формы. При литье же белого (ковкого)
и отбеленного чугуна получение сплошного или поверхностного
отбела является необходимым и применение металлических форм
поэтому желательно, а в ряде случаев — неизбежно. Наиболее
интенсивно в этом отношении действует тонкостенная водоохла-
ждаемая форма [221 ], за ней следуют обычные металлические
формы (медные, алюминиевые, стальные и чугунные), затем графи-
товые и, наконец, песчаные, что находится в соответствии с их
।

коэффициентами тепловой активности** (Ьф в ккал/М*-ч2 -град):

Медь...............526

Алюминий..........329

Сталь..............235

Чугун..............200

Графит.............200

Формовочная смесь .12—55

* Продолжительность затвердевания в металлических формах уменьшается
для плоских отливок примерно в 5—8 раз. Для компенсации этого теоретически
достаточно согласно (II. 57) повысить содержание кремния на 0,25—0,45%,
однако, чтобы избежать отбела в наружных зонах отливки, приходится доба-
вочно увеличивать содержание кремния.

** Значения Ьф зависят от температуры, а следовательно, от состава зали-
ваемого металла и толщины отливки, однако в данном случае важно только их
сопоставление.
В некоторых пределах интенсифицировать процесс может
увеличение толщины стенок металлических форм, однако
чрезмерное увеличение этой толщины не оказывает влияния
(рис. 120), так как при отсутствии прогрева наружной поверх-

• Толщина стенки металлической формы,мм

Рис. 120. Влияние толщины стенок металли-
ческой формы на глубину отбела

ности в процессе кристаллизации форма действует уже как полу-
бесконечная [178].

Значительное влияние оказывает также облицовка формы,

600	800	1000	1200 600	800	1000	1200

Температура выбибки, °C Температура формы, °C

Рис. 121. Влияние температуры выбивки (а) и температуры
металлической формы (0 на глубину отбела в разных частях
отливки (Д, Б, В)

скорость охлаждения понижается, а отбел уменьшается или вовсе
исчезает 114]; в этом же направлении действуют повышение
температуры формы и ранняя выбивка (рис. 121). В последнем
случае, кроме того, может произойти в той или иной степени само-
отжиг отливок. В песчаных формах материалами, замедляющими
охлаждение и могущими служить отеплительными средствами
216
для тонких частей отливок, являются смесь с опилками или
с асбестом, перлитные пески и др.

В противоположном направлении влияют захолаживающие
смеси, ускоряющие затвердевание и остывание отливок. В част-

ности, эффективными в этом
отношении являются смеси со
стружкой и особенно с дробью
(примерно до 60% от веса
смеси), как это видно из рис. 122
[203]. Точно так же ускорение
охлаждения возможно путем
применения искусственного ох-
лаждения форм как металли-
ческих [199], так и песчаных
[41; 217; 233]. В качестве охла-
дителя служат при этом масло,
вода и воздух, причем такое

Рис. 122. Влияние количества стружки
и дроби в формовочной смеси на отно-
сительную продолжительность затвер-
девания отливок:

/ — чугунная стружка толщиной 0,08—
1,6 мм', 2 — чугунная дробь 0 2 мм;

3 — то же 3 мм

принудительное охлаждение
применяется как для ускоре-
ния технологического процес-
са, так и для регулирования
скоростей охлаждения с целью
выравнивания температурного

поля в отливках для получения

однородной структуры или уменьшения напряжений.

В случае песчаных форм охладитель, главным образом воздух,

пропускается через специальные металлические элементы, как
это было впервые предложено Б. В. Рабиновичем, а практически

Рис. 123. Схема принудительного охлаждения формы
станины путем продувки воздуха через охладительные
элементы

осуществлено И. В. Митичевым [217]. Схема такого процесса
показана на рис. 123 [11 ]. По другому способу, предложенному
А. С. Хипчиным [233], охладитель пропускается непосредственно
через форму. Исследования Б. В. Рабиновича и др. [41 ] показы-
вают высокую эффективность этого процесса (рис, 124). Эти методы
и их расчеты [204] дают возможность управлять процессами за-
твердевания и остывания, а следовательно, и процессами кристал-
лизации и перекристаллизации. Та же цель достигается путем
использования холодильников, * которые могут применяться как
общее или местное средство ускорения охлаждения. Такие захо-
лаживающие средства, эффективность которых можно характери-

Рис. 124. Схема принудительного охлаждения формы шкива путем непосред-
ственной продувки воздуха (а) и температурный режим отливок при есте-
ственном (б) и регулируемом (в) охлаждении:

/ — температура во втулке; 2 — температура в ободе

зовать коэффициентом ф **, могут быть не только металличе-
скими (чаще всего чугунными), но и из других материалов
с повышенной тепловой активностью и с большим захолаживаю-
щим действием по отношению к сырой форме. Так, например,
Ю. А. Нехендзи и Ф. Д. Оболенцев [218J определили следую-
щие значения ф:

* Чаще всего применяются наружные холодильники и реже—внутренние.
Последние используются на чугунном литье главным образом как арматура
[226], которая не только упрочняет отливку, но и выравнивает скорость охла-
ждения в различных частях отливки и в разных местах одного и того же сечения.
Такая арматура, естественно, применима только при производстве крупных
и толстостенных отливок.

** Коэффициент ф означает, по О. Ю. Коцюбинскому, относительную про-
должительность охлаждения по сравнению с обычной сырой формой. Приводимые
здесь значения ф больше, чем этого можно было ожидать, исходя из ранее при-
веденных значений Ьф, что, по-видимому, является результатом действия зазоров.
218
Медь..........................0,15

Чугун................... . 0,23

Карборунд............. .0,11

Графит........................0,2

Песчаная сырая	форма.........1,0

Этими технологическими средствами можно в наиболее силь-
ной степени воздействовать на продолжительность затвердевания
отливок, принудительное же воздушное или водяное охлаждение,
наоборот, является наиболее эффективным средством для вырав-
нивания температуры разных частей отливок в процессе осты-
вания, особенно в критическом и подкритическом интервалах.
В этом отношении применяемые обычно тонкостенные холодиль-
ники оказывают слабое, а иногда даже отрицательное влияние,

Относительная толщина
холодильников

Температура,°С

Рис. 125. Влияние относительной толщины односторонних холодильников
(отдельные кривые) и искусственного охлаждения с разной скоростью протека-
ния воздуха (заштрихованная область) на относительную продолжительность
остывания стенки отливки до разных температур (I — толщина холодильника,
R — толщина охлаждаемой стенки, температура заливки 1300° С)

так как, нагревшись в начальном периоде, они служат далее акку-
мулятором тепла и могут замедлить охлаждение толстых частей
отливок в области более низких температур. Поэтому толщина
холодильников (имеются в виду преимущественно применяемые
наружные холодильники) должна быть подобрана в соответствии
с тем температурным интервалом, охлаждение в котором необ-
ходимо ускорить. Чем ниже этот интервал, тем относительно толще
должен быть холодильник. Расчет этот сводится к определению
температурного поля в многослойной форме и довольно сложен,
но приводит, как показали О. Ю. Коцюбинский и Э. С. Заль-
ман [204], к простому графику (рис. 125), который представляет
зависимость между относительной толщиной односторонних хо-
лодильников и относительной продолжительностью остывания ф.
Из рис. 125 видно, что эффективность холодильников умень-
шается по мерс понижения температуры отливки. Можно утвер-
ждать, что для резкого уменьшения продолжительности затверде-
вания достаточно применения холодильников с относительно
небольшой толщиной; дальнейшее их утолщение не имеет смысла,
так как они все равно не успевают прогреваться насквозь и дей-
ствуют как бесконечно толстая стенка. По мере же остывания
отливки холодильники все больше прогреваются, и для повыше-
ния их эффективности, как видно из рис. 125, необходимо их утол-
щение. * Однако из ранее приведенных данных следует, что умень-
шение продолжительности затвердевания посредством чугунных
или стальных холодильников невозможно более, чем в 4—8 раз
(в зависимости от конфигурации охлаждаемого узла или стенки,
применяемой краски и других условий). Это значит, что вырав-
нивание продолжительности затвердевания разных частей отливок
посредством холодильников невозможно, если соотношение в их

Р	.	_

толщинах > | 4 ч- ] 8 = 2,04-2,8, что в общем подтверждается
экспериментальными исследованиями Б. Б. Гуляева [13]. Еще
меньше эти возможности в области остывания (рис. 125). В этих
случаях большое применение получило поэтому принудительное
воздушное или водяное охлаждение. Как уже указывалось, отно-
сительные преимущества такого охлаждения выявляются в тем
большей степени, чем ниже температура. И действительно, как
видно из рис. 125, значение коэффициента ф при искусственном
охлаждении значительно меньше, чем при обычных холодильни-
ках, особенно при низких температурах отливки. Однако следует
иметь в виду, что эффективность принудительного охлаждения
воздухом или водой через металлические элементы в сильной
степени снижается слоем формовочной смеси между отливкой
и этими элементами. Поэтому более эффективной оказалась си-
стема Коломенского тепловозостроительного завода с принуди-
тельным охлаждением и заполнением холодильниками простран-
ства между отливкой и охлаждающими элементами.

* Так как продолжительность охлаждения отливок в общем пропорциональна
R2, то очевидно, что для выравнивания температур в толстой (/?j) и тонкой (/?2)
частях отливки необходимо выбрать

Следует иметь в виду, что в случаях, когда холодильники покрывают только
часть охлаждаемой поверхности, эффективность их уменьшается за счет притока
тепла из соседних участков и они действуют так, как холодильники с соответ-
ственно мсныисй толщиной. Поэтому, найдя относительную толщину холодиль-
ников (т|) по рис. 125, О. Ю. Коцюбинский [204] рекомендует ее увеличить

_ I S

- 2R ~SX ’
где S н — вся охлаждаемая поверхность и поверхность, покрытая холо-
дильниками.
Немалую роль в отношении скорости охлаждения и графити-
зации играет место подвода металла в форму, что связано с соответст-

вующим прогревом этого мес-
та проходящим металлом. Это
влияние особенно выявляется
на тонкостенном литье. В этом
случае, как видно из рис. 126,
противоположная питателю
сторона отливки характери-
зуется большей твердостью
и бывает иногда даже отбе-
ленной, так как жидкий чу-
гун в этом месте, проходя
через всю форму, оказывает-
ся сильно охлажденным и
поэтому быстро затвердевает.
Для выравнивания степени
прогрева формы и скорости
охлаждения чугуна по всей
окружности кольца устраи-
вают с противоположной пи-
тателю стороны сливной ре-

Рис. 126. Влияние подвода металла па гра-
фитизацию поршневых колец: а —кольцо
без резервуара; б — кольцо с резервуа-
ром; виг — общий вид расположения
колец в форме:

/ — стояк; 2 — шлакоотделнтель; 3 — слив-
iioft резервуар; 4 — питатель

зервуар, куда поступает пер-

вая порция холодного металла. Влияние этих резервуаров тем
меньше, чем больше склонность чугуна к графитизации:

Si в %	1.04	1,52	1,94	2.59
Сгр в %:  со стороны питателя с противоположного конца	1,67  1,16	1,84  1,72	1,92  1,75	2,06  2,06

39. Неоднородность и анормальность структуры
в связи со скоростью охлаждения

Так как скорость охлаждения и условия кристаллизации
в разных частях отливки и в разных местах одного и того же
сечения различны, то соответственно различны строение и свой-
ства литого металла. Это особенно справедливо в отношении чу-
гуна, строение и свойства которого вследствие процессов графи-
тизации в сильной степени зависят от скорости охлаждения и
других условий кристаллизации. Поэтому чугун отличается срав-
нительно низкой однородностью (квазиизотропией) и высокой
чувствительностью к скорости охлаждения, что зависит, однако,
от состава металла и некоторых других факторов.
Получить высококачественную отливку в современном смысле
этого слова — значит не только изготовить ее из чугуна с высокими
механическими и физическими свойствами, но и обеспечить эти
качества во всех сечениях отливки, т. е. сделать ее максимально
однородной. Этого можно в некоторой степени достичь вышеопи-
санными методами регулирования скорости охлаждения. Однако
в полной мере это никогда не осуществляется, особенно на краю
и в центре одного и того же сечения. Наоборот, обычные методы
регулирования скорости охлаждения, как, например, применение
холодильников или искусственного охлаждения воздухом и водой,
выравнивая температуру между разными частями отливки, делают

Рис. 127. Пробы для исследования квазиизотропии чугуна

менее однородным температурное поле, а значит и строение чугуна
в одном и том же сечении. Поэтому весьма важно применение
чугунов с малой чувствительностью к скорости охлаждения (высо-
кой квазиизотропией). При изучении этого свойства отливаются
обычно образцы разного сечения (рис. 127) и сопоставляются их
структуры или свойства.

Исследования и практика показывают, что наиболее интен-
сивно влияющим элементом в этом отношении является прежде
всего углерод: чем меньше его содержание в чугуне, тем более
однородными я^ЧЮХ0я„из^1О1^1£^рое11иеч^уна в* разных сече-
ниях. атакже в одном и том же сёчёнииУЯЭд н а к о *с л ед у ети м ет ь
в виду, что понижение содержания углерода в сером чугуне до
уровня, вызывающего образование отбела, приводит к обратным
результатам и делает излом и строение чугуна в сечении крайне
неоднородными. Влияние некоторых других элементов на ква-
зиизотропию чугуна представлено на рис. 128 [63]. Наиболее
благоприятно влияющим элемецтрди-является никель. С увёли-
ченйёмгего содержания разница^количестве связанного углерода
в тонких и толстых образцах резко уменьшается. Это объясняется
тем, что никель способствует графитизации при кристаллизации,
но одновременно затрудняет распад перлита. Вследствие этого
устраняются отбел в тонких сечениях и кристаллизация феррита
222
в толстых, так что во всех сечениях образуется однородная пер-
литная структура. Принципиально так же, хотя и в более слабой
степени, влияют молибден и медь. В противоположность этим
элементам, кремнии “и 'фосфор^ТТокижают квази изотропию, уве-
личивая раЗницу в строения толстых^ и тонких частей отлищси.
Т5“связи (гэтим и-х влияние; как^видно йГрисг 1287 изображается
пучком расходящихся лучей, в то время как никель характери-
зуется сходящимся пучком, а хром — параллельным; это сви-
детельствует о том, что хром не оказывает заметного влияния на
квазиизотропию чугуна.

Рис. 128. Влияние некоторых элементов па квази изотро-
пию серого чугуна

Скорость охлаждения и величина переохлаждения могут быть
также причинами образования анормальных структур, представ-
ляющих как бы нарушение общих закономерностей. Эти аномалии
проявляются в отношении всех структурных составляющих,
в частности, ранее уже было указано на анормальные формы ледебу-
рита (рис .43) и графита (рис. 34) в связи с повышенной скоростью
охлаждения. Наблюдаются также некоторые анормальные формы
феррита в чугуне (рис. 129). Первый тип такого анормального
феррита (рис. 129, а) располагается вокруг междендритного гра-
фита на базе обедненного углеродом аустенита, но, в противо-
положность обычному, наряду с ферритом в структуре имеется
и свободный цементит. Такая перлито-цементито-ферритная мат-
рица кажется неестественной, так как отсутствует в нормальном
ряде структур, где с уменьшением скорости охлаждения строение
матрицы постепенно меняется от перлито-цементитной к перлит-
ной и перлито-ферритной. Существуют разные точки зрения на
механизм образования такого феррита. Предполагается, например,
что феррит этот является продуктом распада силикокарбидов
по реакции

(Fe, Si)3 С Fe (Si) + Сгр.	(II. 60)
Г. Образующийся кремнистый феррит как бы не успевает при
быстром охлаждении растворить углерод и остается таковым при
дальнейшем остывании. Такой феррит, названный «первичным»,
образуется по этой гипотезе не в подкритическом, а в надкрити-
ческом интервале, что подтверждается на первый взгляд тем, что
эта анормальность структуры чаще всего наблюдается при низком
содержании углерода и высоком содержании кремния в чугуне.
Однако многочисленные эксперименты показывают, что при
закалке такого чугуна с достаточно высоких температур (выше
критического интервала кремнистого чугуна) феррит в структуре

Рис. 129. Анормальный феррит в чугуне, образовавшийся при больших скоростях
затвердевания: а — «первичный» феррит в перлито-цементито-ферритной матрице
(X 100); б — анормальный феррит по дендритным осям аустенита и нормальный —
в колониях графитной эвтектики (Х500)

не обнаруживается. Из этого следует, что так называемый пер-
вичный феррит является таким же продуктом обычной кристалли-
зации в процессе у -> a-превращения, как и нормальный феррит.
Исследования также показывают, что образование такой струк-
туры связано с большим переохлаждением при кристаллизации
и сопровождается наличием междендритпого графита, что и объ-
ясняет совместное присутствие феррита и цементита: мелкий
и разветвленный междендритный графит эффективно инициирует
образование феррита при у —► a-превращении, в то время как
удаленные от этого графита аустенито-цементитныс участки не
подвергаются графитизации, и структура матрицы соответственно
превращается там в перлито-цементитную. При медленной же
кристаллизации образуется равномерно распределенный более
крупный графит и структура матрицы при у -> «-превращении
становится перлитной без структурно-свободного цементита и
«первичного» феррита.
Второй тип анормального феррита, как видно из микроснимка
А. А. Жукова (рис. 129, б), образуется по дендритным осям пер-
вичного аустенита, а не вокруг графита и не внутри графитной
эвтектики, что объясняется «обратной» внутрикристаллической
ликвацией кремния. Вследствие низкой концентрации углерода
и высокого содержания кремния у -> a-превращение начинается
по осям первичного аустенита. Если при этом углерод успевает
продиффундировать к графиту в междендритных пространствах,
то по осям дендритов выделяется феррит, в противном случае
может образоваться обедненный углеродом перлит («разреженный»
по терминологии Я. Н. Малииочки, или «псевдоперлит» по терми-
нологии А. А. Бочвара).

Анормальными являются также «обратный» или «внутренний»
отбел, наблюдаемый в сером и высокопрочном чугуне и «обратное
отсеривание», встречаемое в белом чугуне. Различают следующие
виды этих анормальных изломов:

1)	с резко ограниченной белой составляющей в центре сечения
без переходного промежуточного слоя или с очень редкими серыми
включениями в переходной зоне, как на рис. 130, а 12631;

2)	с отдельными белыми составляющими в центральной части
сечения подобно рис. 130, б 1263 J;

3)	с серой каймой (рис. 130, в) вокруг белого или половин-
чатого сечения («обратное отсеривание»).

Общим во всех этих случаях является то, что кристаллизация
цементитной эвтектики происходит в более толстых и центральных
частях отливки, а графитной эвтектики — в более тонких и на-
ружных частях, в то время как следует ожидать обратного явле-
ния. Еще более сложным и, по-видимому, более общим случаем
является образование ритмических (полосчатых или периоди-
ческих) структур (рис. 131, а), представляющих чередование раз-
ных зон: белых и серых, перлитных и ферритных, с пластинчатым
и шаровидным графитом (41 ]. Такие ритмические структуры,
напоминающие кольца Лизенганга в минералах и органических
соединениях, встречаются не только в серых, высокопрочных
и ковких чугунах, но, как показали А. А. Горшков и Р. А. Сидо-
ренко [41 ], также в Ni - С, Со—С и других сплавах.

Причинами образования анормальных изломов считают: высо-
кое содержание серы, водорода, фосфора и магния; низкое содер-
жание углерода и кремния; повышенную скорость охлаждения
и большое переохлаждение при кристаллизации центральной
части отливки; ликвацию некоторых элементов, в том числе и
внутрикристаллическую; расслоение металла в жидком состоянии
при плавке чугунов с белым и серым изломом; инокулирующее
воздействие формы; образование повышенного давления в цен-
тральных частях отливки вследствие усадки металла; малое число
зародышей графита и т. п. Это многообразие мнений, по-видимому,
является следствием того, что в реальных условиях действительно
15 Н. Г. Гиршович 707	225
a)

Рис. 130. «Обратный» отбел в чугунных отливках: а — с резко очерченной белой
составляющей в центре или с редкими серыми включениями в переходной зоне;
б — с отдельными белыми составляющими в центре; в — с серой каймой вокруг
белого сечения

Рис. 131. Ритмические структуры (а) в сером чугуне и «черная ликия» (б) в от-
ливке из отбеленного чугуна
могут быть весьма разнообразные причины, иногда, казалось бы,
маловажные, которых, однако, оказывается достаточно, чтобы
изменить характер кристаллизации чугуна.

Если отбросить вопрос о переохлаждении, которое неминуемо
должно быть различным при кристаллизации цементитной и гра-
фитной эвтектики или пластинчатого и шаровидного графита и
которое поэтому ничего объяснить не в состоянии, так как яв-
ляется следствием какой-то действующей причины, то в качестве
последней очень часто выдвигается увеличение скорости охлаж-
дения. В связи с этим такую структуру некоторые даже не считают
анормальной [213]. Однако следует учесть, что при эвтектическом
превращении температура сохраняется более или менее постоян-
ной или даже несколько повышается (см. рис. 20, 6). Поэтому о по-
вышении скорости охлаждения может идти речь только в конце
кристаллизации, когда вследствие смыкания кристаллов скорость
свободной кристаллизации понижается настолько, что становится
меньше теплоотвода, и для компенсации избыточно отводимого
тепла температура металла понижается и, следовательно, пере-
охлаждение увеличивается. Такую точку зрения развивают
многие, в том числе Я. Н. Малиночка, экспериментально доказав-
ший размельчение эвтектических зерен в конце затвердевания.
Однако очевидно, что это может относиться только к концу про-
цесса, когда количество жидкой фазы уже весьма незначительно.
При этом может образоваться только небольшое количество белой
составляющей в отдельных местах центральной части отливки
(рис. 130, б). При значительном же развитии белой составляющей
(рис. 130, а и в), в том числе при «обратном отсеривании», такое
объяснение уже нельзя считать удовлетворительным.* В этом
случае действуют уже другие факторы и в первую очередь, по-
видимому, процессы ликвации,** так как само по себе высокое
содержание серы, водорода, магния не в состоянии объяснить
образование неоднородности строения. Так, например, иссле-
дования показали [263], что одно повышение содержания серы
не приводит к образованию «обратного» отбела, водород же яв-
ляется в этом отношении тем более эффективным, чем выше содер-
жание серы в чугуне. Так, например, при чугуне состава: С —
— 3,37%, Si =2,02%, Мп-0,36%, S-0,24%, Р-1,0%,Н2-
— 0,9-10“4 % —не была обнаружена тенденция к образованию

Искусственно охлаждая с большой скоростью отливку в процессе кристал-
лизации, можно получить любой относительный объем белой составляющей
в центральной части сечения отливки, однако из этого не следует, что большая
скорость охлаждения является тем фактором, который действует в обычных
условиях.

** По некоторым данным [231 ] обратный отбел в поршневых кольцах из
чугуна cVJC-l- Si >6,6% вызывается неравномерным распределением угле-
рода. Так например, при среднем содержании 3,88—3,90% С в чугуне в участках
отбела найдено было 5,5—3,62% С.
«обратного» отбела, в то время как при насыщении его водородом
до 3,65—3,85-10'4 % она резко проявилась одновременно со
значительным уменьшением числа зародышей графита. Указан-
ное объясняется, видимо, тем, что с повышением содержания водо-
рода в чугуне увеличивается его ликвация в центральных частях
отливки, что и ведет к кристаллизации цементной эвтектики.
Такую же роль играет ликвация магния (в ?о) в высокопрочном

чугуне [2471:

Чугун	Чугун	Чугун

№ I	№ 2	№ 3

В зоне «обратного» отбела 0,092	0,046	0,053

В нормальной зоне..........	0,029	0,033	0,022

Такая ликвация элементов, препятствующих графитизации,
может, естественно, вызвать кристаллизацию по метастабильной
системе, в то время как при более низких концентрациях этих
элементов кристаллизация нормально проходит по стабильной
системе. Все же следует отметить, что влияние остальных указан-
ных факторов, несмотря на их меньшее значение, также может
проявиться и тогда «обратный» отбел образуется даже при низ-
ком содержании серы, водорода и, казалось бы, достаточном числе
зародышей графита. Однако во всех случаях следует иметь в виду,
что факторы, препятствующие графитизации в сером чугуне и
способствующие ей в белом чугуне, соответственно стимулируют
образование «обратного» отбела и «обратного» отсеривания.

Что касается механизма образования ритмических структур,
то он еще сложнее и менее выяснен. А. А. Горшков [41 J считает,
что основной причиной, вызывающей такую кристаллизацию,
является ликвация элементов (серы, хрома, водорода), которые,
будучи оттеснены в жидкую фазу, меняют условия кристалли-
зации. В связи с этим изменяется теплота затвердевания и проис-
ходит даже остановка кристаллизации, вследствие чего обра-
зуется резкая граница между отдельными слоями. Эти процессы
чередуются, что и приводит к образованию ритмической струк-
туры. Указанное объяснение принципиально совпадает с теорией
периодической кристаллизации Н. Т. Гудцова, но, как и послед-
няя, не совсем отвечает процессу непрерывного отвода тепла фор-
мой, хотя и поддерживается другими исследователями.*

Дефектами, подобными вышеуказанным аномалиям, являются
также «черные линии» в отбеленном литье 1244], представляющие
выделения графита и вызывающие местное понижение твердости

* В. М. Богачев и А. И. Вейник |46 J считают периодичность кристал-
лизации результатом растворения образующейся корки. Они показали, что
такой процесс имеет место даже при литье в песчаные формы. Однако оче-
видно, что это может происходить только в начале процесса (главным образом
из-за образования зазора и замедления вследствие этого теплоотвода) и не может
поэтому объяснить образования ритмичных структур по всему (сечению
отливки.
(рис. 131, б). Исследования показали, что образование этой ано-
малии происходит в пределах белой зоны вследствие замедления
охлаждения. Замедление кристаллизации может быть следствием
притока перегретого металла после остановки заливки или турбу-
лентного передвижения жидкого чугуна. При этом указанный
дефект располагается тем ближе к поверхности, чем выше темпе-
ратура заливки, чем короче остановка при заливке металла и
чем медленней затвердевание. Для устранения этого порока необ-
ходимо повышать температуру заливки и подводить металл в форму
равномерно и без перегрева. В этом случае кристаллизация про-
исходит равномерно или нарушение этой равномерности, благодаря
движению металла и притоку тепла, задерживающим затверде-
вание, происходит еще до начала эвтектической кристаллизации
и не приносит вреда. И действительно, специальные опыты пока-
зали возможность искусственного образования «черной линий»
на отбеленном чугуне при перегреве металла и пропуске через
отливку лишнего чугуна после заполнения формы.

Глава VIII

ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

Современные виды термической обработки весьма много-
образны и преследуют различные цели. Если отбросить те из них,
при которых изменяется состав металла (химико-термическую
обработку, отжиг ковкого чугуна в окислительной среде и т. п.),
то с точки зрения кристаллизационных процессов виды термиче-
ской обработки можно разбить на две группы: повышающие и
понижающие стабильность структуры. К первой группе отно-
сятся те, в результате которых происходят графитизация, гомо-
генизация, сфероидизация, коалесценция, распад аустенита и
соответствующие превращения продуктов этого распада (аусте-
нит мартенсит -> троостит -> сорбит -> перлит). Сюда отно-
сятся разные режимы отжига и отпуска, в результате которых
нестабильные или относительно стабильные фазы превращаются
в более стабильные. Вторая группа включает режимы термической
обработки, которые приводят к образованию менее стабильных
фаз: уменьшение степени графитизации (графит -> цементит) или
образование пересыщенных растворов и более дисперсных фаз
из менее дисперсных. Эти процессы осуществляются путем при-
менения нормализации п закалки. При этом очень важно под-
черкнуть, что во всех случаях, за исключением обработки чугуна
в твердом состоянии сфероидизирующими элементами под давле-
нием [1171, термическая обработка изменяет только структуру
матрицы и не влияет на форму графитовых включений.
40. Процессы отжига

Отжиг чугунных отливок можно вести при температурах выше
или ниже критической области. Соответственно различают высоко-
и низкотемпературный отжиг. Кроме того, отжиг может быть
двухстадийным (рис. 132, а) или одностадийным (рис. 132, б, в)
в зависимости от того, проводится ли он в обеих температурных
областях или в одной. В зависимости же от основной цели отжига
ему присваивается название ' графитизирующего, гомогенизи-
рующего или сфероидизирующего, хотя в действительности^неко-
торые из этих процессов, например, графитизация и гомогени-
зация, обычно протекают одновременно.

Рис. 132. Схемы процессов: а — двустадийный; б — одностадийный
высокотемпературный; в — одностадийный низкотемпературный

/ — прямая графитизация во II стадии; 2 —- непрямая графитизация во
II стадии

Высокотемпературный процесс (рис. 132, а, б) применяется
обычно в тех случаях, когда требуются разложение структурно-
свободных карбидов (I стадия графитизации) или гомогенизация,
что заняло бы слишком много времени при ведении процесса в об-
ласти ниже критической. Если ферритизация структуры (II ста-
дия графитизации) не нужна при этом, то после окончания I ста-
дии графитизации возможна сравнительно большая скорость
охлаждения; процесс ведется в этом случае по одностадийному
высокотемпературному типу (рис. 132, б) с получением перлитной
структуры. Если же ферритизация в той или иной степени необ-
ходима, то применяют двухстадийный процесс (рис. 132, а).
Тогда после окончания первой и промежуточной стадий* гра-
фитизации дальнейшее охлаждение в критическом интервале
ведется достаточно медленно (линия 1 на рис. 132, я), чтобы обес-
печить распад аустенита по стабильной системе (аустенит -> фер-
рит + графит). Это — так называемый прямой путь проведения
II стадии графитизации, в отличие от непрямого пути (линия 2

* Графитизация в промежуточной стадии протекает относительно легко и
в этой области допускается поэтому быстрое охлаждение (рис. 132, а).
на рис. 132, а), когда образующийся при быстром переходе кри-
тического интервала перлит во II стадии при более или менее
длительной выдержке в области ниже критической разлагается
(перлит -> феррит + графит). Таким образом, II стадия графи-
тизации может быть проведена двумя принципиально разными
путями и разные факторы могут различно влиять на продолжи-
тельность этих двух способов ферритизация чугуна.

Что касается низкотемпературного одностадийного процесса
(рис. 132, в), то он применяется при отжиге серого или высоко-
прочного чугуна в тех случаях, когда необходимо смягчить (диф-
ференцировать) или в той или иной степени ферритизировать
исходную перлитную структуру. Применение этого отжига при
наличии некоторого количества структуро-свободных карбидов
возможно только при составах чугуна, обеспечивающих быструю
графитизацию. Вследствие низкой температуры этого процесса
гомогенизация происходит практически в малой степени, что может
неблагоприятно отразиться на свойствах чугуна, особенно высоко-
прочного. Поэтому высокотемпературный отжиг рекомендуется
иногда даже при отсутствии свободных карбидов в структуре,
что кроме графитизации обеспечивает гомогенизацию * и пере-
распределение элементов между фазами в направлении прибли-
жения к равновесному состоянию. Так как в процессах кристал-
лизации и перекристаллизации твердый раствор избыточно
обогащается стабилизирующими элементами (Мп, Сг), то при
гомогенизации происходит их диффузия в карбиды, что повышает
их устойчивость, особенно к концу процесса [3]. Так например,
перераспределение Мп и Сг в процессе гомогенизации в течение
1 ч при 1050° С характеризуется следующими данными:

До гомогенизации После гомогенизации

1 : 1	2:1

Сгцем : Сгфер	3 : 1	(6-г7): 1

При этом большое значение имеет содержание других элемен-
тов. Например, если карбиды в обычном чугуне обогащаются при
отжиге хромом, то в присутствии бора они, вследствие изменения
знака микроликвации, обедняются хромом, что ускоряет процесс
графитизации [113].

Немаловажное значение имеет также наличие Si, Ni и других
примесей, которые вытесняют стабилизирующие элементы из

* Одновременно с гомогенизацией может в той или иной мере происходить
и'сфероидизация фаз. Особый интересе этом отношении представляет сфероидиза-
ция фосфидов, повышающая пластические свойства высокопрочного чугуна, при-
чем оптимальная температура для этого процесса установлена около 950° С, т. е.
несколько ниже температуры’плавления фосфидной эвтектики. Сфероидизация
эвтектоидных карбидов ведется при температурах несколько ниже критической.
Сфероидизация графита при’отжиге не наблюдается, коалесценция же несомненно
имеет место [111], но только за счет малых включений. Процесс этот, однако,
протекает со столь малой скоростью, что иногда отрицается [47].
раствора и способствуют обогащению ими карбидов. Кроме того,
происходит перераспределение этих элементов между эвтектиче-
ским аустенитом и аустенитом, получающимся при распаде кар-
бидов [74]. Таким образом, при графитизирующем отжиге про-
исходит ряд дополнительных и важных процессов, скорости
которых, однако, различны. Так например, диффузия фосфора
происходит значительно быстрее, чем хрома, марганца, кремния
и никеля [134]. В общей же сложности можно отметить, что
практический учет гомогенизации следует производить только
в условиях кратковременных процессов, так как увеличение
продолжительности отжига свыше 10 ч при температуре 950° С
остается обычно уже без заметного влияния на свойства чугуна.
В большинстве случаев поэтому продолжительность отжига
чаще всего определяется процессом графитизации, который зави-
сит от многих факторов: химического состава металла, исходной
структуры, режима и условий термической обработки.

В отношении влияния элементов на графитизацию чугуна при
отжиге можно утверждать, что в большинстве случаев оно прин-
ципиально такое же, как при кристаллизации, в частности, крем-
ний и алюминий являются и здесь наиболее эффективно действую-
щими элементами. Например, общая продолжительность I стадии
графитизации по исследованиям С. И. Витензон [48] может
быть выражена

т, - KSi~fl - 0,325- 10t0exp (—0,0220 Si-6-2 Ь0 004^, (11.61)
где / — температура процесса в °C,
Tj — продолжительность процесса в мин.

Продолжительность процесса интенсивно сокращается с повы-
шением температуры* и содержания кремния в чугуне, влияние
которого усиливается с понижением температуры. Влияние дру-
гих элементов также в общем соответствует их воздействию на
кристаллизацию, хотя отдельные исследования [47] различаются
в деталях (рис. 133). Из этих данных можно видеть, что А1,
Si, Ni, Си, Со способствуют, а Сг и V препятствуют графити-
зации. Мп, S и W вначале действуют положительно и только потом
начинают оказывать отрицательное влияние. Фосфор действует
положительно только при высоких температурах (выше 1000° С)
и концентрациях, когда возможно расправление фосфидной эв-
тектики, при более же низких температурах и концентрациях он
несколько задерживает графитизацию. Характерной особенностью

* Исследования показывают, что при повышении температуры на 50 град
продолжительность процесса сокращается в 2—3 раза, поэтому наряду с (II. 61)
это влияние можно выразить еще следующим образом:

lg Т = lg То 4- (0,006-г-0,009) (/0 - /),
где тит,- продолжительность I стадии графитизации при температурах t
и /0.
I стадии графитизации белого чугуна является очень слабое влия-
ние углерода (рис. 134), которое все же по современным исследо-
ваниям [2641 можно считать благоприятным, что подтверждается
также соответствующим уменьшением инкубационного периода [3].

Как и при кристаллизации, большое влияние на графитизацию
при отжиге оказывают малые примеси, играющие роль модифи-
каторов (рис. 135). Исследования автора совместно с сотрудни-

Рис. 133. Относительное влияние элементов на скорость 1 стадии графитизации
белого чугуна: а — по данным М. А. Криштала; б — по данным А. К. Репина

ками ЦКБА и завода им. Лепсе показали, что висмут несколько
задерживает, а бор в небольших концентрациях и, в особенности,
алюминий ускоряют процесс графитизации. Благоприятное воз-
действие совместной присадки висмута и бора или висмута, бора
и алюминия * является, таким образом, следствием влияния
последних двух элементов. Роль же висмута заключается в том,
что он, тормозя выделение графита в исходном чугуне, дает воз-
можность повысить в нем содержание кремния и этим путем сокра-
щает продолжительность отжига ковкого чугуна. Из других эле-
ментов следует отметить тормозящее графитизацию влияние Те
и Cd и менее интенсивное, но отрицательное влияние Sb, Sn,

* Обычно рекомендуются модифицирующие присадки 0,002—0,005% Bi,
0,003% В и 0,015-0,02% А1 или 0,002-0,005% Bi и 0,02-0,03% А1.
РЬ, причем Cd, Pb, Sn и В сильнее проявляют свое влияние при
высоком отношении Мп : S, когда образование этими элементами

сульфидов термодинамически невозможно 12931.
Относительно влияния

глуболизирую-

Рис. 134. Влияние
углерода на I и II
стадии графитизации
белого чугуна

щих элементов существуют различные мне-
ния. В то время как опыты автора [47]
и ряда ^других исследователей [248] по-
казали, что магний не проявляет замет-
ного влияния на продолжительность отжига
ковкого чугуна (как в первой, так и во вто-
рой стадии), в литературе имеются утверж-
дения с одной стороны о. сильно графити-
зирующем, а с другой — о заметном’стабили-
зирующем действии магния. Такие резкие
расхождения в результатах исследований,
вероятно, зависят от количества зароды-
шей и включений шаровидного графита,
образующихся при кристаллизации. При
этом на*продолжительность процесса’дей-
ствуют два фактора: увеличение числа
зародышей, ускоряющее отжиг, и умень-
шение скорости роста их при шаровидной

форме, замедляющее процесс. Поэтому в зависимости от количе-
ства зародышей может в общем итоге увеличиться или уменьшить-
ся продолжительность отжига. В этом отношении, в частности,

Рис. 135. Влияние разных присадок на скорость I и II стадии графи-
тизации белого чугуна:

/ — исходный чугун; 2 — присадка висмута; 3— то же алюминия и серы;
4 — то же бора н висмута; 5 — то же бора; 6 — то же алюминия

имеет значение содержание кремния в чугуне, и с этой точки
зрения понятны данные М. В. Волощенко 1185], согласно кото-
рым магний резко ускоряет графитизацию в чистых Fe—С
сплавах и практически мало влияет в Fe—С—Si сплавах. Это
234
объясняется, по-видимому, тем, что в первом случае увели-
чение количества зародышей имеет большее относительное зна-
чение. Уменьшение же скорости роста графита при присадке
магния’понятно теоретически на основе рис. 10, а и видно из того,

Рис. 136. Влияние магния на форму и число включения углерода от-
жига: а — без магния; б — с 0,026% Mg; отжиг 24 ч при 900° С (ХЗО)

Содержание Ьодорода, см^ЮОГ

Рис. 137. Влияние водорода
на количество остаточного
перлита в структуре при
отжиге ковкого чугуна:
/ — без низкотемпературной
обработки*. 2 — с низкотемпера-
турной обработкой

что, несмотря на увеличение числа зародышей (рис. 136), продол-
жительность отжига в опытах автора не изменилась. Однако при
оценке практического значения присадки магния и других гло-
булизирующих элементов на графити-
зацию ковкого чугуна следует учиты-
вать возможность повышения содер-
жания кремния без опасности выделе-
ния в отливках пластинчатого графита,
что значительно сокращает процесс
отжига.

Азот и водород оказывают отрица-
тельное влияние на графитизирующий
отжиг чугуна, как это видно из иссле-
дований, проведенных в литейной лабо-
ратории ЛПИ (рис. 137), и данных
Кимио [270] по отжигу белого чугуна
при 950° С:

No в % . . 0,0082 0,0168 0,0289 0,0309

Tj в мин. .	41	65	85	164

То же подтверждается исследова-
нием Галло и Александр© 1551*. Однако

наличие элементов (Ti, Al), связывающих азот в прочные
нитриды, может нейтрализовать его вредное влияние, и привести
даже, как показал И. Н. Богачев [47], к обратным результатам.

Влияние элементов на II стадию графитизации и на односта-
дийный низкотемпературный отжиг обычно такое же, как и на

* Поэтому продувка кислородом, уменьшая содержание N2, ускоряет от-
жиг (Л. И. Леви, Э. И. Б а де р. — «Литейное производство», 1965, № 11).
I стадию и одностадийный высокотемпературный отжиг. Однако
влияние это зависит от способа проведения II стадии графитиза-
ции (прямым и непрямым путем). В зависимости от этого влияние
элементов может быть даже противоположно по знаку (медь,
например, замедляет превращение аустенита, но ускоряет распад
перлита), однако в большинстве случаев оно качественно одина-
ково [259], но скорость прямого процесса при этом всегда больше
(рис. 138).

Из особенностей влияния элементов на II стадию графитиза-
ции, в отличие от первой, следует указать на более интенсивное
графитизирующее действие углерода (рис. 134), что объясняется
большим количеством графита, оказывающим инициирующее
влияние в процессе II стадии графитизации. Аналогично сильнее
проявляется отрицательное действие фосфора на II стадию,
особенно при повышенных концентрациях. Наконец, полностью
противоположно влияние никеля на I и II стадии графитизации
(слабо положительное в первом случае и отрицательное во втором),
что соответствует его влиянию на графитизацию серого чугуна,
где оно только ярче выражено вследствие более сильного поло-
жительного действия в процессе кристаллизации. Поэтому допу-
стимая скорость охлаждения в интервале 800—680° С, при кото-
рой возможна ферритизация структуры, уменьшается не только
с повышением содержания марганца и хрома, но и никеля и со-
ставляет, например, для высокопрочного чугуна [248] при разном
содержании Мп и Ni в °6: Мп = 0,1, Ni = 0, v 80 град/ч\ Мп = 0,1,
Ni = 1, v -= 50 град!ч\ Мп = 0,5, Ni = 0, v 30 град!ч\ Мп =
— 0,5, Ni = 1, v —= 10 град/ч.

Необходимо также подчеркнуть, что торможение графитиза-
ции Мп, S, Сг, Мо и другими стабилизирующими элементами
в подкритической области проявляется значительно интенсивнее,
чем при кристаллизации и в надкритической области. Поэтому
повышенная концентрация таких элементов или неправильное
соотношение между содержанием серы и марганца приводит к тому,
что в чугуне сохраняется некоторое количество перлита даже при
длительной выдержке. Действительно, как видно из рис. 139,
ферритизация практически полностью тормозится при отноше-
нии S : Мп > 1,0, независимо от абсолютного содержания этих
элементов. При этом в процессе отжига, особенно при повышенном
содержании марганца, вместоферритпзации или параллельно с ней
происходит сфероидизация карбидов с образованием зернистого
перлита. Скорость этих процессов возрастает с повышением тем-
пературы, однако только в той мере, в какой отжиг ведется в под-
критической области. И, действительно, как видно из рис. 140
(263], количество феррита при изотермическом одностадийном
отжиге резко возрастает с повышением температуры, а затем
с переходом в критическую область так же резко снижается.
Таким образом, процесс феррптизации серого и высокопрочного
236
Рис. 138. Влияние разных элементов на ферритизацию высокопроч-
ного чугуна (С 3,65—3,74%; Si — 2,0—2,4%) разными способами
чугуна, по крайней мере в условиях отсутствия эвтектических
карбидов, может быть полностью проведен при одностадийном
низкотемпературном отжиге. Однако необходимо учесть, как уже
указывалось, что гомогенизация структуры при этом не проис-

Рис. 139. К Влияние} отношения
S : Мп на количество феррита при
графитизирующем отжиге i в под-
критической области

Рис. 140. Влияние температуры и
времени на процесс изотермической
ферритизации высокопрочного чу-
гуна (2,2% Si)

ходит, вследствие чего феррит получается более крупным, рас-

положенным по границам зерен и менее однородным, что повы-
шает его микротвердость 1259]. Количество такого феррита обычно

1олщина образцами

Рис. 141. Влияние перегрева (/) и толщины
стенок отливки (2) на число выделений угле-

рода отжига в ковком чугуне

тем больше, чем больше
перлита в исходной струк-
туре. Применение же двух-
стадийного отжига приво-
дит к гомогенизации и из-
мельчению зерна феррита,
а следовательно повышает
пластические свойства чу-
гуна.

Н а^ п р одол ж и тел ьность
графитизирующего отжига
большое влияние оказы-

вают также технологичес-

кие факторы: условия

плавки, скорость кристаллизации и последующего охлаждения,
характер окружающей среды, предварительная закалка, низко-
температурная обработка и т. д.* Действительно, как видно из
рис. 141 1231, увеличение перегрева жидкого чугуна и умень-

шение толщины стенок отливок значительно увеличивают число

* Значительное ускорение графитизации возможно путем электронного
или нейтронного облучения [48; 222], что ведет к локальным повышениям тем-
пературы, ионизации и разрушению химических связей. Точно так же и у-излу-
чение, не вызывая, однако, непосредственно распада карбидов, ускоряет процесс
последующего отжига. Одной из причин такого влияния облучения является
образование микродефектов.
зародышей графита. По этой причине значительно ускоряется
процесс отжига*. Подобным же образом влияют и другие факторы,
ускоряющие охлаждение: применение металлических форм, ран-
няя выбивка и понижение температуры заливки [47]. Все эти
явления обычно объясняются измельчением структуры белого
чугуна. Однако, как показал Е. Пиасковский [2901, увеличение
числа зародышей и сокращение отжига, в том числе и инкубацион-
ного периода, наблюдается также при обточке образцов. Причина
этого явления еще не установлена, но предполагается, что оно
обусловлено взаимодействием с атмосферой, главным образом
кислородом, проникновение которого способствует зародыше-
ванию. Впрочем, следует отметить, что на влияние окружающей
среды указывают и другие факты, в частности установлено, что
окислительная среда увеличивает число зародышей графита и
ускоряет как первую, так и вторую стадии графитизации 1182].
Причина этого, вероятно, лежит в каталитическом влиянии окис-
лительных газов на распад цементита, хотя высказываются и
другие точки зрения (окисление примесей чугуна, более интен-
сивное образование вакансий в поверхностном слое и т. п.). Ката-
литическое действие оказывают также отжиг в некоторых жидких
средах, например в соляных ваннах.

Самым же эффективным ускоряющим процессом является
предварительная закалка чугуна, как это видно из сопоставления
числа выделений углерода отжига в ковком чугуне при разных
способах его предварительной обработки [23]:

Способ обработки чугуна	Исходный чугун	Наклеп (пластическая деформация)	Закалка в масле 930° С	Закалка в воде 930° С
Количество выделе- ний углерода отжига на 1 мм2	15—20	500—1000	800—2000	1600—4000

Большое число зародышей графита, образующихся при
закалке [1191, вызывает соответственно большую скорость гра-
фитизации (рис. 142), причем вне зависимости от температуры
последующего отжига скорость графитизации возрастает примерно
в три раза. В противоположность этому применение отпуска перед
отжигом резко повышает эффективность закалки 1150] и тем ин-
тенсивнее, чем длительней отжиг (рис. 143). Оптимальными

* Исследования, проведенные в литейной лаборатории ЛПИ, показали, что
при увеличении толщины стенок отливок из белого чугуна в отношении 1:2:3
продолжительность 1 стадии соответственно возрастает в отношении 1 : 2,5 : 3,5.
По данным [185] при толщине отливок из высокопрочного чугуна 5,15, 30 и 60 мм
отношение продолжительности I стадии процесса составляет 1 : 2 : 4 : 8.
температурами отпуска являются 450—600° С, причем температура
должна быть тем выше, чем меньше выдержка при отпуске. Таким

Рис. 142. Сравнительная ско-
рость графитизации незака-
ленного (/) и закаленного
(2) при 800° С белого чугуна
при разных температурах
отжига

способом обработки (закалкой с по-
следующим отпуском перед отжигом)
возможно увеличение числа включе-
ний графита до 100 000 на 1 мм2 и
соответствующее сокращение отжига
в 60 раз.

Практическим недостатком способа
является образование больших напря-
жений и вследствие этого возможность
возникновения трещин в отливках из
белого чугуна. Поэтому способ приме-
ним только для отливок простой кон-
фигурации и в условиях более мягкой
закалки, особенно изотермической, эф-
фективность которой, как показал
И. Н. Богачев (рис. 22), не снижается
даже при закалке на нижний бейнит,
если перед отжигом применять отпуск.

Принципиально такое же, хотя и

менее интенсивное действие, проявляет низкотемпературная обра-
ботка чугуна, как это видно из рис. 144 [3021, эффект которой уси-

Темперотура презрительного отжига, С

Рис. 143. Влияние предварительного отпуска на число
включений графита в закаленном белом чугуне

ливается водородом (рис. 137). Однако наибольшую эффективность,
как то впервые обнаружили Б. В. Рабинович и 3. И. Гамольская,
а затем Б. Ф. Соболев [2271 и другие, низкотемпературная обра-
240
ботка приобретает при присадке алюминия, что иллюстрируется
данными рис. 145, а по исследованиям И. И. Хорошева 147].
Поэтому низкотемпературная обработка при 250—500° С модифи-

Рис. 144. Влияние низкотемпературной обработки (а) и температуры
последующего отжига (б) на число включений углерода отжига
в ковком чугуне

цированного’алюминием чугуна имеет большое значение и приме-
нение. Подобно низкотемпературной выдержке действует и медлен-
ный нагрев чугуна в области 250—500°С (рис. 145, б). При этом,

Рис. 145. Влияние температуры предварительного отжига (а), скорости нагрева
в интервале 250—500° С (б) и количества алюминия на число включений угле-
рода отжига в ковком чугуне завода Ростсельмаш:

/ — чугун модифицированный 0,02% AI; 2 — то же 0,01% АГ, 3 — немоднфицнрованный
чугун

6)

как показали И. Е. Брайнин и другие [471, число зародышей, в про-
тивоположность закалке, возрастает с ростом температуры I стадии
графитизации, в то время как при отсутствии низкотемператур-
ной обработки этот эффект не проявляется.

Анализируя многочисленные и часто противоречивые иссле-
дования по ускоряющим графитизацию процессам, можно

16 н. Г. Гиршович 707	241
отметить, что они наиболее эффективны при наличии структурно-
свободного цементита* и предварительного быстрого охлаждения
в критических интервалах. Поэтому низкотемпературная обра-
ботка не эффективна для толстостенных отливок, а также после
предварительной выдержки при повышенных температурах (600—
700° С). Чем больше скорость охлаждения отливок в интервале
превращений и чем выше содержание углерода в чугуне, тем эф-
фективнее все ускоряющие графитизацию процессы. Общим для
всех методов ускорения отжига являются благоприятное влияние
алюминия и продолжительность выдержки в определенном тем-
пературном интервале, тем более высоком, чем больше скорость
охлаждения. Из всего этого можно заключить, что образование
зародышей происходит во время нагрева отливок, но предпосылки
для этого создаются процессами, детали которых до сих пор
еще не установлены, и в литературе имеется много противоречий
по этому поводу* **. Так, например, образование зародышей
при отжиге белого чугуна приписывается процессам, протекающим
то в цементите, то в твердом растворе, то в дефектах, в частности
на границе фаз. При этом процессами, протекающими в цементите
и понижающими его устойчивость, предполагаются: развитие
межфазных границ, образование дислокаций [1201, возникно-
вение растягивающих напряжений вследствие закалки или накоп-
ления газов [92], образование пластических деформаций в резуль-
тате объемных изменений при старении феррита, чему способствует
наличие алюминия [47]. К стимулирующим процессам, проте-
кающим в твердом растворе, исследователи относят: флуктуацию
углерода, в частности вследствие восходящей диффузии от сжатых
мест к растянутым, возникающим при старении феррита; выделе-
ние из пересыщенных растворов (особенно при карбидном превра-
щении) графита вокруг «дозародышей» или специальных карбидов
и дисперсного цементита, легко распадающихся с образованием
графита [3; 47]. Наконец, процессами, способствующими обра-
зованию зародышей в дефектах, некоторые авторы считают:
образование микротрещин в карбидах и твердом растворе и запол-
нение их графитом, выделение графита из цементита или твердого

♦ Неправильно, однако, утверждать, как уже указывалось (рис. 22), что
закалка при отсутствии карбидов не ускоряет процесса отжига. Подтверждением
этого служит также тот факт [292], что закалка высокопрочного чугуна с исходной
перлитной структурой тоже ускоряет последующую графитизацию, хотя уско-
ряющее действие при этом значительно меньше, чем в присутствии карбидов.

** Подробный анализ разных теорий дал R. Р. Todorow [61]. Исходя из
показанной им зависимости эффективности ускоряющих процессов от состава
чугуна (Si действует положительно. Мп отрицательно), автор считает, что
механизм этих процессов заключается в выделении из пересыщенных раство-
ров е-карбидов с высоким содержанием Si и Мп. При подъеме температуры
происходит перераспределение элементов и вследствие медленной диффузии —
обогащение Si if обеднение Мп на границе с карбидами. Эго. а также карбид-
ное превращение способствует зародышеванню.
раствора в местах скоплений дислокаций и пор, чаще всего на
границах фаз и вообще в местах структурных аномалий, повыше-
ние устойчивости и активности несплошностей вследствие запол-
нения их газами [39; 47; 292].

Следует еще добавить, что для объяснения механизма ускоряю-
щего действия предварительной обработки, в особенности низко-
температурного отжига, широкое распространение имеют разные
варианты «газовой» теории, согласно которой водород, диффун-
дируя в поры и на границу фаз и образуя там в результате ассо-
циации молекулы или реагируя с цементитом по реакции

Ее3С + 2Н2 = 3Fe + СН4,	(II. 62)

создает места с повышенным давлением, под влиянием которого
и образуются зародыши. Причиной этого по одним взглядам яв-
ляются растягивающие напряжения, понижающие стабильность
цементита, по другим — повышение устойчивости имеющихся
несплошностей при заполнении их газами; при этом образованию
зародышей в сильной степени способствует разложение метана
с выделением свободного углерода [47]. В связи с этим некоторые
исследователи считают, что понижение эффективности низкотем-
пературной обработки при температурах выше оптимальной
объясняется увеличением скорости диффузии водорода и его уда-
лением. Другие же исследователи, придерживаясь точки зрения
об образовании зародышей графита в результате развития растя-
гивающих напряжении в цементите, объясняют отрицатель-
ную роль повышенных температур понижением модуля упру-
гости.

При этом положительная роль алюминия при низкотемпера-
турной обработке оценивается либо параллельно и самостоятельно
как результат образования сульфидов, окислов или нитридов,
которые просто служат дополнительными зародышами, либо (что
несомненно тоже имеет место) как нечто коренным образом свя-
занное с процессом зародышевания при низкотемпературной
обработке. В последнем случае роль алюминия или его соедине-
ний связывается либо с объемными изменениями, а следовательно,
с наклепом в феррите, либо с процессами диффузии и выделения
углерода из пересыщенного раствора, что приводит к превращению
потенциальных зародышей в действительные и активные.

Многообразие гипотез графитизации чугуна в твердом состоя-
нии, как и в случае кристаллизации графита из жидкого состояния,
свидетельствует о многообразии путей воздействия на зародыше-
вание и скорость графитизации в процессе отжига. При этом ка-
жется несомненным, что между факторами графитизации обыч-
ных и «ускоренных» процессов отжига существует тесная связь и,
следовательно, все виды отжига следует рассматривать в сово-
купности.

16*	243
Прежде всего с этой точки зрения целесообразно проанали-
зировать влияние элементов. Учитывая указанную ранее зако-
номерность распределения элементов между фазами чугуна,
нельзя не прийти к заключению, что стабилизирующие элементы
вызывают процессы (повышения устойчивости) в карбидах, а гра-
фитизирующие — процессы (повышения активности углерода)
в твердых растворах. Так как увеличение количества зародышей
достигается как путем увеличения графитизирующих элементов
(Si),* так и путем уменьшения карбидообразующих (Сг), то, оче-
видно, что практическое значение имеют процессы, протекающие
как в твердых растворах, так и в цементите.

Рис. 146. Влияние количества включений гра-
фита на продолжительность I стадии графитиза-
ции при разном содержании кремния

Подобно этому и механизм влияния других факторов на обра-
зование зародышей белого чугуна может быть различным. В итоге
скорость процесса, которая в первую очередь определяется коли-
чеством образованных зародышей, тем больше, чем более пересы-
щен твердый раствор, менее устойчивы карбиды, разветвленнее
границы фаз, больше всякого рода микродефектов. Эти же фак-
торы определяют скорость роста зародышей графита, значение
которого не могут отрицать даже те, которые приписывают коли-
честву зародышей исключительную роль. Действительно, как
показал И. И. Хорошев [47), увеличение содержания кремния
в чугуне ускоряет процесс графитизации даже при одном и том же
количестве зародышей (рис. 146), следовательно, кремний уве-
личивает не только число зародышей, но и их скорость роста.
Однако, как видно из рис. 146, влияние это сравнительно невелико.
Это в некоторой мере оправдывает формулы, определяющие про-
должительность отжига белого чугуна в зависимости от одного
только количества включений графита, как это рекомендует

* В процессе отжига белого чугуна, в противоположность кристаллизации,
кремний увеличивает число зародышей.
С. А. Салтыков [22] и др. [150]. В общем виде соответствующие
формулы можно представить

(п-63>

п J п

где fe — коэффициент, зависящий от состава чугуна и стадии
графитизации;

Л' — показатель степени, колеблющийся в пределах 0,44—
0,53, т. е. близкий к 0,5.

Однако эта зависимость не всегда правильна и, как показал
Г. Сандоз [581, продолжительность II стадии графитизации при

Рис. 1*17. Кинетика непрямой II стадии графитиза-
ции ковкого чугуна при 650° С, при разном количе-
стве включений графита

• — без предварительного отжига, л = 1000 на 1 мм*;
X — низкотемпературная обработка при 280° С, в тече-
ние 2 ч, п = 2500 на 1 ллР; □ — предварительная за-
калка, л = 50 000 на 1 мм*

проведении ее непрямым путем не зависит от количества зароды-
шей (рис. 147), что, вероятно, объясняется тем, что разложение
перлита в данном случае происходит на вновь образующихся
центрах кристаллизации.

Очень важным вопросом является также форма и распределе-
ние графита, образующегося в процессе отжига чугуна. В этом
отношении следует подчеркнуть, что имеющийся в исходном
чугуне графит, как правило, не изменяет своей формы в процессе
отжига. Поэтому наличие пластинчатого графита в исходном
чугуне вызывает дальнейшую его кристаллизацию в той же форме.
В связи с этим в производстве ковкого чугуна категорически вос-
прещается выделение пластинчатого графита в сырых отливках,
наличие же шаровидного графита в них вполне допустимо и даже
желательно, поскольку он и в процессе отжига сохраняет эту
форму, по крайней мере, в начале процесса (I стадии). При
245
исходном же чисто белом чугуне обычного состава образующийся
в процессе отжига графит (углерод отжига) может иметь различную
степень разветвленности в зависимости от состава металла и усло-
вий отжига. Получению более компактных и округлых форм гра-
фита способствуют: достаточно высокое отношение S : Мп ( > 1,0),
низкое содержание кремния и хрома, повышенное содержание
никеля и меди, низкая температура отжига, модифицирование
сфероиднрующими элементами (Mg, Се и др.), совместное приме-
нение присадки алюминия и низкотемпературной обработки, т. е.
все то, что выравнивает скорость роста граней графита или раз-
мельчает его выделения. Из всех этих факторов самыми эффек-
тивными является применение глобул изирующих элементов и
высокого отношения S : Мп (вернее, избытка серы), что с успе-
хом уже используется промышленностью (главным образом, для
перлитного ковкого чугуна).

Противоположные условия, наоборот, способствуют получению
разветвленных или даже пластинчатых форм графита. Особенно
вредное влияние в этом отношении оказывает большое содержание
фосфора в сочетании с высокой температурой отжига. Впрочем,
очень высокая температура процесса (особенно свыше 1050° С)
неблагоприятна даже в случае нормального содержания фосфора.
Так как при низких температурах длительность процесса уве-
личивается, то, чтобы несколько смягчить влияние этого фактора,
рекомендуется иногда кратковременная выдержка чугуна при
более высокой температуре для быстрого создания зародышей
с последующим отжигом при более низкой температуре для
осуществления благоприятного роста ранее возникших заро-
дышей.

Что касается распределения графита при отжиге белого чугуна,
то оно может быть, как и при кристаллизации, равномерным или
ориентированным. Примером последнего может служить стро-
чечное расположение графита, характерное для чугуна с пред-
варительной закалкой, что является причиной понижения его
свойств.

41.	Процессы нормализации, закалки и отпуска

Понижение стабильности, в том числе уменьшение степени
графитизации или повышение дисперсности структуры, дости-
гаемые при нормализации или закалке, возможны только при
переходе в аустенитную или промежуточную области с последую-
щим более или менее быстрым охлаждением. Это положение сле-
дует особо подчеркнуть, так как вне зависимости от скорости
последующего остывания всякая выдержка чугуна в подкрити-
ческой области приводит к повышению стабильности структуры:
графитизации и дифференциации. Указанное хорошо иллюстри-
руется, например, следующими данными (31:
Температура в °C	650	700	780	875	840	870
Сев в простом чугуне в %	0,54	0,10	—	0,47	0,59	0,67
Сев в легированном чугуне в % 1	0,65	0,59	0,45	0,60	0,69	0,77
1 Чугун содержал 0,3% Сг, 0,3% Ni и		0,45% Мо.				

Количество связанного углерода (перлита) при выдержке в под-
критической области снижается в простом чугуне резче, чем в ле-
гированном, так как распад карбидов в этом случае происходит
соответственно быстрее. В надкритической области нарастание
связанного углерода в легированном чугуне происходит интенсив-

нее, чем в простом.

Первым этапом процессов
нормализации и закалки яв-
ляется, таким образом, на-
грев отливок и некоторая
выдержка в надкритической
области для растворения
углерода и получения ’насы-
щенного и более или менее
однородного аустенита, хотя
полная однородность вслед-

Рис. 148. Влияние исходной структуры
матрицы чугуна (3,34% С, 2,22% Si,
0,7% Мп, 0,11% Р, 0,1% S) на твердость
после закалки от 840° С в зависимости
от разной выдержки при этой темпера-
туре

ствие наличия графита, фос-
фидов, карбидов никогда не
достигается. Скорость раст-
ворения углерода является
функцией температуры и
структуры чугуна. Как видно,
например, из рис. 148 [64],

исходная перлитная структура быстрее превращается в аусте-
нитную, чем ферритная, что обусловлено большей скоростью
растворения эвтектоидного цементита. Указанное особо заметно

проявляется при быстро протекающих процессах, например
при поверхностной закалке (огневой или токами высокой час-
тоты). В этом случае перлитная структура исходного чугуна
обеспечивает большую твердость при последующем охлаждении
и поэтому предпочтительна. При достаточной же выдержке и пол-
ном насыщении аустенита углеродом, как это имеет место при объ-

емной закалке, строение и свойства чугуна, получаемые при тер-
мической обработке, сравнительно мало зависят от исходной струк-
туры матрицы (рис. 148).

Кроме металлической основы на скорость аустенизации влия-
ние оказывает и форма графита. В этом отношении, как то следует
из разных данных [11; 31 ], быстрее всего растворяется углерод
отжига, затем шаровидный графит и, наконец, пластинчатый гра-
фит (рис. 149). Однако скорость процесса зависит и от размеров
графитных выделений: чем они крупнее, тем медленней проис-
ходит процесс их растворения.

Счедует также учесть, что растворение графита в той или иной
мере происходит уже при подъеме температуры, так что при доста-
точно медленном нагреве аустенизация может полностью про-
изойти даже при отсутствии выдержки (рис. 149, б). Поэтому
в реальных условиях длительность выдержки, особенно тонко-
стенных отливок, может быть значительно меньше, чем это ука-
зано, например, на рис. 149.

0,660

0,528^

0,396 §

' £

0,132 |

760 800 №0 880 920 960	800 900 1000800 900 1000

Температура, °C

Рис. 149. Влияние температуры и длительности выдержки на раство-
рение графита и образование перлита в ферритном чугуне: а — ков-
кий чугун; б — серый чугун; в — высокопрочный чугун

Еще большее влияние на скорость растворения углерода ока-
зывает температура, с повышением которой аустенизация про-
ходит быстрее (рис. 149).* Особенно резко возрастает это влияние
при переходе из критического интервала в аустенитную область,
при дальнейшем же повышении температуры интенсивность ее
влияния понижается. Это обстоятельство, как и вопросы качества
чугуна, ограничивают обычно рекомендуемый температурный пре-
дел аустенизации 40—80 град над критическим интервалом. И,
действительно, кроме окисления металла повышение температуры
аустенизации, а следовательно, и увеличение содержания угле-
рода в растворе приводит к снижению начала мартенситного пре-

* При оценке скорости аустенизации следует учитывать также положение
критического интервала. При средних температурах, например около 800° С,
может оказаться, что низкокремнистый чугун будет находиться в аустенитной
области и процесс растворения углерода будет идти интенсивно; чугун же с высо-
ким содержанием кремния находится при этом внутри критического интервала,
и интенсивность растворения углерода по этой причине понижается.
вращения (рис. 150), что, в свою очередь, вызывает увеличение ко-
личества остаточного аустенита при закалке [3].

Вторым этапом процессов уменьшения стабильности струк-
туры является остывание: при нормализации на воздухе, при за-
калке в масле и реже в воде, при изотермической закалке (чаще
всего в солях). Все эти среды, как и толщина отливок, обусловли-
вают различную скорость охлаждения и разные температуры
превращения, что вместе со строением и составом исходного чу-
гуна определяет его структуру после термической обработки,

Температура напева, °C 

Рис. 150. Влияние температуры
аустенизации и исходной струк-
туры на температуру начала
мартенситного превращения:

/ — перлитная матрица; 2 — фер-
ритная матрица (3,28% С, 2,57% Si)

Рис. 151. Образование мар-
тенситной структуры в зави-
симости от толщины отливок,
охлаждающей способности
среды и содержания никеля
в чугуне:

1 — закалка в воде: 2 — закал-
ка в масле; 3 — нормализация;

4 — охлаждение в форме

как об этом можно судить по диаграммам превращения аустенита
(см. рис. 68, 69, 72, 85, 86). В общем, влияние элементов исходной
структуры и скорости охлаждения в процессе термической обра-
ботки такое же, как указанное ранее при остывании после кристал-
лизации. По мере увеличения скорости охлаждения* и повышения
содержания элементов, понижающих температуру и замедляющих
процесс превращения, продукты распада аустенита размельчаются
и при известном переохлаждении наступает мартенситное пре-
вращение (рис. 151). Поэтому отливки из легированного чугуна
можно при прочих равных условиях медленнее охлаждать для
получения структуры мартенсита или феррито-карбидной смеси
той или иной дисперсности, что уменьшает опасность образова-

* Как правильно указывает И. Н. Богачев, характер охлаждающей среды
при закалке чугуна имеет относительно меньшее значение, чем при закалке
стали, что, по-видимому, объясняется меньшей теплопроводностью чугуна и более
высоким содержанием кремния [264]. Поэтому для чугунных отливок можно
ограничиться закалкой в масле вместо воды, что уменьшает опасность образо-
вания трещин.
пия трещин. Наличие же грубого графита действует в обратном
направлении, понижая устойчивость аустенита, а следовательно,
и глубину проникновения мартенситной зоны (прокаливаемость).

Простейшим видом термической обработки с целью уменьше-
ния стабильности структуры является нормализация. Она при-
меняется обычно для исправления структуры (уничтожения гру-
бозернистого строения матрицы, неблагоприятного расположения
феррита по графиту, получения перлитной структуры матрицы
вместо ферритной или феррито-перлитной). Однако хорошие ре-
зультаты получаются при этом только в случае тонкостенных
отливок и при сравнительно небольших содержаниях углерода
и кремния. При большой толщине отливок может произойти рас-
пад карбидов. Количество же феррита в структуре вследствие
сравнительно медленного охлаждения увеличивается в тем боль-
шей степени, чем толще отливка (R) и больше содержание угле-
рода и кремния, как это видно из следующих данных [31:

R и см	Ссв в % при 1,65% Si Ссв в % при 2,07% Si

1,18	0,54	0,34

4,76	0,24	0,14

Точно так же и закалка чугунных отливок, по существу, при-
менима только для сравнительно тонкостенных отливок, иначе
не обеспечивается достаточно высокая прокаливаемость.' При этом
большое значение имеет состав металла.

Как видно из рис. 152, углерод уменьшает, а марганец, как и
большинство других легирующих элементов (Сг, Ni, Мо, Си и т. д.),
увеличивает прокаливаемость чугуна, кремний же может оказы-
вать в этом отношении разное влияние [3]. При этом влияние
углерода объясняется инициирующим воздействием графита и не-
однородностью аустенита, создающегося в присутствии графита.
Влияние марганца и большинства других легирующих элементов
определяется повышением устойчивости аустенита, влияние же
кремния двоякое: положительное как легирующего элемента и
отрицательное как графитизатора. Форма графита также оказы-
вает большое влияние на прокаливаемость чугуна: наибольшими
значениями в этом отношении отличается чугун с шаровидным
графитом, наименьшими — чугун с междендритным графитом.
И. Н. Богачев [31 объясняет это степенью неоднородности аусте-
нита, возрастающей с увеличением поверхности графита.

Наиболее однородная по сечению структура получается при
изотермической закалке. В этом случае в зависимости от темпера-
туры ванны и состава чугуна превращение аустенита происходит
в той или иной степени с образованием феррито-карбидной, бей-
нитпой или смешанной структуры. При этом процесс начинается
всегда у графита (в местах меньшей концентрации углерода) и по-
степенно распространяется в глубь зерен аустенита. Наибольшее
применение изотермическая обработка имеет для тонкостенных
250
и сравнительно небольших отливок из высокопрочного чугуна,
причем ее основное преимущество — уменьшение напряжений
в отливках и отсутствие опасности образования трещин.

В противоположность этому при поверхностной закалке пред-
намеренно создается неоднородная структура по сечению с целью
сочетания дисперсных структур на поверхности с дифференциро-

Расстояние от торца, мм

Рис. 152. Влияние некоторых элементов и формы графита на прокаливаемость
чугуна: а — серый чугун [62]; б — ковкий чугун [62]; в — высокопрочный
чугун [31]; г — влияние графита разной формы [3]

Обозначения графита: 1 — шаровидный; 2 и 3 — пластинчатый неориентированный
разной величины; 4 — междев др и тныЙ

ванными (вязкими) в центре отливки (при этом мартенсит тоже
получается неоднородным). Так, например, при огневой закалке
распределение структур по сечению в зависимости от температуры
нагрева и условий охлаждения характеризуется следующим
образом:

Расстояние от по- верхности в мм	1,0-1,2	2,5-3,0	Остальное до центра отливки
Структура матрицы	Мартенситная	Промежуточная	Исходная
При высокочастотной закалке, получающей все большее рас-
пространение, результаты термической обработки зависят от дли-
тельности процесса и частоты генератора: с увеличением длитель-
ности нагрева и с уменьшением частоты генератора глубина за-
калки увеличивается. Однако следует иметь в виду, что слишком
большая глубина закалки приводит к расплавлению поверхност-
ных слоев и к образованию ледебурита при последующем быстром
охлаждении [64]:

Длительность нагрева в сек	Глубина закален- ного слоя в мм	Структура матрицы поверхностного слоя
2,5  3,0  3,5	0,5  1,5  2,0	Мелко-игольчатый мартенсит  Мартенсит  Грубый мартенсит и карбиды

Применяемый, как правило, после объемной закалки высокий,
средний или низкий отпуск (в зависимости от температуры, в пре-
делах 200—650° С) имеет целью понизить или снять возникшие
напряжения и несколько повысить стабильность структуры. При
этом по мере повышения температуры отпуска происходят следую-
щие процессы: распад а-раствора с образованием е-карбидов
(FevC) и отпущенного мартенсита (100—200° С); распад остаточ-
ного аустенита с образованием мартенсита (200—300° С); превра-
щение в-карбида в цементит с образованием структуры бейнита
и троостита (300—400°С); коалесценция и сфероидизация цементита,
рекристаллизация феррита и снятие напряжений с образованием
перлитных структур разной дисперсности (выше 400° С).

Легирующие элементы передвигают в ту или другую сторону
температурные интервалы указанных превращений. Так, напри-
мер, кремний, не изменяя интервала первого превращения, повы-
шает третье превращение до 450° С. Точно так же и большинство
других легирующих элементов повышает те или иные превраще-
ния при отпуске и при прочих равных условиях способствует
получению более дисперсной структуры. На практике чугунные
отливки в большинстве случаев подвергаются высокому отпуску
в интервале 450—600° С.

Глава IX

СТРУКТУРНЫЕ ДИАГРАММЫ ДЛЯ ЧУГУННЫХ
ОТЛИВОК

В отличие от диаграмм, состояния структурные диаграммы,
обзор которых дан в ряде работ [38; 249; 2721, изображают строе-
ние отливок, в реальных неравновесных условиях в зависимости
£т7м5югих факторов: состава металла, скорости охлаждения',
252
жидкого состояния и т. п. Понятно, что представить все эти зави-
симости на одной диаграмме затруднительно, поэтому структур-
ные диаграммы ^строятся как частные решения задачи в зависи-
мости от каких-нибудь важнейших факторов и справедливы,
следовательно, только при прочих равных условиях. Таковы,
например, диаграммы, иллюстрирующие зависимость структуры
матрицы или графита от содержания углерода и кремния или суммы
углерода и кремния с одной стороны и толщины отливки — с дру-
гой. Вместе с тем в настоящее время существует определенная
тенденция использовать на диаграммах объединенные параметры,
чтобы отобразить возможно большее количество зависимостей.
Идеалом в этом отношении является диаграмма, сочетающая
взаимосвязь между коэффициентом графитизации (Кг), переохла-
ждением и параметрами структуры. Однако для построения такой
диаграммы еще нет достаточных данных и поэтому приходится
мириться с существующим многообразием частных диаграмм.
Все эти структурные диаграммы могут быть классифицированы:
по характеру границ между областями (прямолинейные, криво-
линейные), методу построения (теоретические, эксперименталь-
ные), количеству осей (плоскостные, пространственные), харак-
теру определяющих параметров (в зависимости от того, что от-
кладывается на осях диаграммы) и т. д.

42.	Диаграммы для белого, половинчатого и серого
чугуна при литье в песчаные формы

Первая и наиболее простая структурная диаграмма для чугуна
принадлежит, Мауреру (рис. 153). Она была построена сначала
чисто умозрительно, а затем проверена экспериментально. Диа-
грамма изображает все основные структуры матрицы чугуна,
как это указано в подрисуночной подписи. Границы этих областей,
представляющие, по существу, одинаковую склонность к графити-
зации соответствующих чугунов, приняты прямыми, однако явная
нереальность точки А, одновременно принадлежащей всем обла-
стям, заставила Маурера несколько позже отклонить средние
граничные линии от прямолинейного направления и тем показать,
что при низком содержании кремния чугун получается белым при
высоком содержании углерода (4,3% и больше). Общее уравнение
граничных прямых, а следовательно, и коэффициент графитиза-
ции по этой диаграмме, соответствует (II. 8)

— С + п Si = С + tg a-Si ~ const = 4,3%. (II. 64)

Нетрудно видеть, что значение коэффициента я, характеризую-
щего соотношение графитизирующей снособноспГкремния и угле-
jxyisU различно для разных областей. Наибольшее значение этот
коэффициент имеет в области /, где в среднем его можно принять
равным двум, что соответствует уравнению (II. 7). В этих усло-
виях, как уже указывалось, кремний действует, следовательно,
в два раза сильнее углерода. В чисто перлитной области прямая
проходит примерно под углом 45° (tga 1) и зависимость соот-
ветствует уравнению (II. 8а), что означает одинаковое влияние
обоих элементов на графитизацию. В областях 11b и /// углерод
действует сильнее кремния и уравнение принимает вид (примерно)

Кг = С + 0,5Si = const.	(II. 65)

Очевидно, однако, что диаграмма Маурера имеет весьма огра-
ниченное применение, в частности, для отливок какой-то одной
толщины (цилиндрические бруски диаметром 50 мм со значением

Рис. 153. Структурная диаграмма Маурера с прямолинейными границами между
областями, измененная затем Маурером и Хольцгаузеном

Обозначения: / — область белого и ковкого чугуна; Па — область половинчатого чу-
гуна; П — область перлитного чугуна; ПЬ — область перлито-феррнтного чугуна;
/// — область ферритного чугуна; / — левая граница перлитной области для отливок
толщиной 10 л л г, 2 — правая граница этой области для отливок толщиной 90 .ил; 3 —
общая перлитная область для отливок толщиной 10—90 лги

сти границ между областями. Все же в силу своей простоты,
эта диаграмма оказалась весьма популярной.

Проведенные в дальнейшем многочисленные усовершенство-
вания диаграммы Маурера в общем сводятся к уточнению харак-
тера границ между областями, к учету действия других отсутст-
вующих на диаграмме Маурера факторов и к дополнительной
оценке, кроме структуры материала, формы и распределения
графита. Уточнение границ областей структурной диаграммы
производилось и продолжает в настоящее время производиться
на основе как теоретических соображений, так и эксперименталь-
ных данных. Например, автором [11 ] в качестве уравнения для
граничных линий, а следовательно, и склонности чугуна к графи-
тизации была предложена гиперболическая зависимость (рис.
154, а), которая, согласно (II. 10) и (II. 56), представляется:

Kr C(Si -|- ig₽),	(11.66)
где Кг— константа, значение которой меняется в пределах 4,5—
14 (чем больше графитизирован чугун, чем больше в нем
феррита, тем больше значение Кг).

Основной идеей указанной зависимости, как это видно из
рис. 154, а, является повышение относительного влияния каждого
из.-элем_ентов._пр_ мере уменьшения его концентрации. Например,/
относительное влияние кремния тем больше, чем больше отноше-]
нис С : Si. Влияние же степени графитизации и структуры чу-*

Рис. 154. Структурные диаграммы с криволинейными границами между обла-
стями: а — по Н. Г. Гиршовичу; б — по Лаплаишу; в — по Паттерсону (обозна-
чения те же, что па рис. 153)



гуна, в противоположность диаграмме Маурера, сказывается
в меньшей степени. При этом диаграмма кроме углерода и крем-
ния учитывает еще влияние толщины отливок R.

Более сложной является зависимость на рис. 154, б, предло-
женная Лапланшем [272],

Кг -- 4-Si ( 1 —	- 4- (si----г-----• (П. 67)

7	3	\ ЗС i Si /	3	С , J '	'

\	3“sT~ 7

Уравнение построено па предположении о преимущественном
растворении кремния в цементите, что явно неправильно. Соотно-
шение графитизирующей способности углерода и кремния в этом
случае определяется как отношением концентраций этих элемен-
тов, так и степенью графитизации: чем больше отношение С : Si и
меньше значение Кг, тем относительно меньше влияние углерода
и больше влияние кремния.
Обе диаграммы рис. 154, а и б дают, кроме того, качественное
представление о величине и распределении графитных выделений.
Для этого на диаграммах проведены линии одинаковых значений
углеродного эквивалента (С, на рис. 154, а) или эвтектичности
(8Э на рис. 154, б), _с,уменьшением которых графит размельчается,
и в конечном итоге он становится междендритным. Поэтому по
положению состава чугуна на этих диаграммах можно судить о
характере матрицы и выделений графита или по выбранной эвтек-
тичности и заданной структуре матрицы определять содержание
углерода и кремния.

На основе формулы (11.67) построена также структурная
диаграмма В. Паттерсона (рис. 154, в), по которой в зависимости
от толщины отливки /?, заданной структуры, эвтектичности и
склонности чугуна к графитизации определяется состав металла
[2841. Для примера на рис. 154, в представлен расчет состава чу-
гуна для круглого образца диаметром 30 мм при условии получе-
ния перлитной структуры из чугуна с эвтектичностыо = 0,9.
Этим условиям удовлетворяет чугун с содержанием 3,2% С и
1,9% Si.

Теоретической является также зависимость, положенная
А. Ф. Ланда в основу построения своей диаграммы,

Si =	или с + °’5 (с« + Ю Si -I- Я - 6- (П-68)

U,О I A J

Здесь а = 27? — толщина плоской стенки отливки в мм\

К — константа, значение которой составляет 2,2—
2,8 для области 7, 1,3—1,5 для области Па,
1,0—1,2 для области II и 0,3—1,0 для об-
ласти ПЬ.

Однако анализ этого выражения показывает, что коэффициент
при Si мало отличается по величине от значения n (II. 64) диа-
граммы Маурера, так как уравнение (II. 68) может быть пред-
ставлено в виде

К.г — С + nSi + 1g7? = 6	(И. 68а)

или, принимая во внимание, что диаграмма Маурера более или
менее справедлива для 7? = 12,5 мм,

Кг = С + nSi = 4,9.	(II. 686)

Таким образом, в диаграмме А. Ф. Ланда точка, из которой
исходят границы структурных областей, располагается на вы-
соте  9% С вместо 4,3% С, что улучшает результаты расчетов
в области высокого содержания углерода и низкого содержания
кремния; в остальном эта диаграмма не имеет преимуществ перед
диаграммой Маурера.

Полуэмпнрической является диаграмма А. А. Жукова (38 J,
приведенная на рис. 155. Нижняя часть диаграммы (эмпирическая)
256
представляет зависимость структуры матрицы от толщины от-
ливки, характера формы (сырой или сухой) и содержания кремния
в чугуне при 2% С. Верхняя часть диаграммы (теоретическая)
состоит из линий равной активности, что, по взглядам автора,
аналогично графитизирующей способности. Расчеты по диаграмме
производятся следующим образом. Определив на оси абсцисс диа-
граммы содержание Si (в данном случае 2,8%) по заданной тол-
щине отливки, типу формы и структуре матрицы, нужно затем,

Рис. 155. Структурная диаграмма А. А. Жукова.

Обозначения графита: / — первичный; //—пластинчатый неориентированный;
/// — пластинчатый междендритный; IV — точечный

как это показано стрелками на рис. 155, подняться вдоль кривой
равной графитизирующей способности до любого содержания
углерода и, опустившись потом вертикально вниз, найти новое
соответствующее этому углероду содержание кремния. Диаграмма,
кроме того, даст возможность судить достаточно полно и о харак-
тере графита в чугуне. Для этого служит ее правая нижняя часть.
Направляясь от фигуративной точки, представляющей состав
чугуна, вдоль линии равной эвтектичности направо, а потом
вниз, как это представлено стрелками на рис. 155, можно в зави-
симости от толщины отливки и характера формы определить по
соответствующей области (/, Ilt III, IV) форму, распределение
и качественно даже размеры выделений графита.	Л

Полуэмпирической является также диаграмма Г. Ф. Балан-
дина, приведенная па рис. 156 НО]. На оси абсцисс этой диаграммы
'откладывается линейная (или пропорциональная ей объемная)
скорость затвердевания v —	, как это раньше было сделано

17 П. Г. Гиршович 707	2 57
Н. П. Дубининым [14], что дает возможность учесть не только тол-
щину отливки, но и прочие технологические параметры, влияю-
щие на скорость кристаллизации. В случае песчаной формы эта
скорость затвердевания может быть приближенно определена
в соответствии и с (I. 14) следующим образом:

У	_ Я _Own

dr YQ yQ

(11.69)

где тп<л ит — продолжительности периодов снятия перегрева и
кристаллизации.

По (11.69) можно, таким образом, определить значение о для
любого момента затвердевания, в том числе для начального (т =
-= 0), конечного (т — тк) и любого другого. Точно так же возможно
определить по этой формуле скорость кристаллизации в любом
месте сечения отливки, характеризующемся приведенной толщи-
ной затвердевшей корки Т?5. Для этого по заданному /?6 следует
найти по (II. 50) продолжительность охлаждения тЛ. - хпср -|
+ т, а затем по (II. 69) — величину v. Пользуясь этим значением
и суммой С + Si, легко определить затем, как это показано на
"	q

рис. 156 штриховыми линиями, которое в некоторой мере
характеризует структуру матрицы чугуна (стрелками показана
обратная задача). Однако, несмотря на подкупающую универсаль-
ность, диаграмма страдает тем основным недостатком, что дает
преувеличенное представление о неоднородности структуры чу-
гуна по сечению. На самом же деле эта неоднородность, хотя и
имеет место, значительно меньше, чем об этом можно судить
258
по изменению значения v, что объясняется прежде всего объем-
ным .?щя^те^ом_ ^атвердевдиая.-.. Поэтому в отливках разной
толщины структура обычно сильно различается даже при одина-
ковых значениях R^ вплоть до отбела в тонкостенном литье.
Все это ставит под сомнение само применение скорости кристал-
лизации, как определяющего фактора структуры чугуна, особенно
при литье в песчаные формы.

В качестве второстепенного замечания можно указать на то,
что сумма С |- Si не характеризует во всех случаях графитизи-
рующую способность металла и диаграмму следовало бы в этом
отношении перестроить. Точно также отношение характе-
^об
ризует структуру матрицы только в двух крайних случаях: при
чисто белом — 1 ) и чисто ферритном “= о) чугунах.
В остальных случаях структура матрицы характеризуется % Сгв,
Сев
но не отношением .

С0б

Из эмпирических диаграмм наиболее полной следует считать
представленную на рис. J57 j 1881. Она^учитываегвлияние угле-
рода,..кремния, хрома, а также модифицирования (присадка 0,3—
0,5% силикокальция или ферросилиция) и дает представление
о структурах матрицы и графита. Что же касается влияния тол-
щины стенок отливки, то оно лёгко учитывается уравнениями
(II. 56) и (II. 57). Анализируя диаграмму, можно видеть, что гра-
ничные линии близки к гиперболе, хотя и отличаются по харак-
теру от кривых рис. 154, а. Различие выражается главным образом
в том, что соотношение графитизирующей способности углерода
и кремния еще в большей степени зависит от отношения С : Si.
_Цз диаграммы также следует, что наличие хрома в чугуне передви-
гает граничные линии вправо, особенно крайнюю, модифицирова-
ние же графитизирующими добавками, наоборот, перемещает
эти границы влево, т. е. в сторону меньших концентраций кремния.
Весьма важно, что одновременно со структурой матрицы диаграмма
представляет данные о характере графита нормальных типов.*

Некоторыми специфическими особенностями отличаются струк-
турные диаграммы для тонкостенных отливок. В этом случае за-
труднительно, а иногда и невозможно, получить чисто перлитную
структуру ввиду возможного образования как свободного цемен-
тита, так и феррита, а часто того и другого вместе, как видно из
рис. 158, а, на котором перлитная область заштрихована. Полу-
чение перлитной структуры облегчается при модифицировании
графитизирующими добавками (рис. 158, б). Исследование этого
вопроса привело И. Чикеля 12491 к диаграмме, изображенной на
рис. 159, из которой видно, что если приведенная толщина отливок

* Об условиях образования анормального графита можно судить по ранее
приведенному рис. 38.

17*

259

Рис. 157. Структур-
ная диаграмма

Н. Г. Гиршовичу
А. Я^Иоффе для
отливок с “'ТТр и ве-
денной толщиной
7,5 мм; а — обыч-
ный чугун; б— мо-
дифицированный
чугун.

Обозначения графита
(шриховые линии):

/ — пластинчатый не-
ориентированный;

1Г — пластинчатый
междендритный; III—
точечный.

Обозначения струк-
туры матрицы (сплош-
ные линии): ПЦ —
перлнто-цементная.

Л—перлитная; ПФ —
перлито-феррнтная;

Ф — ферритная, Ф' —
перлито-феррнтная с
«первичным ферри-
том» и междендрнт-
ным графитом
Рис. 158. Структурная диаграмма Н. Г. Гиршовича и А. Я- Иоффе для
отливок с приведенной толщиной 2,5 мм: а — обычный чугун; б — мо-
дифицированный чугун (обозначения те же, что и на рис. 157)

^1,25

I)



Перпипн феррите

и

\1,15 т
чр» А

1,10

Б

1,05

Перлит(сорбит)

Б

1,00

Б

Рис. 159. Структурная
диаграмма для тонкостен-
ных отливок И. Чикеля и
О. Лизенберга

0,95-----------

Перлит* цемента ?

0,90

0,85' • •

О 6

Толщина плоских
отладок,мм

1 2 3 '6 5

8 12 1Ь 20 26

Толщина бру скоб, мм


Диаметр отладки^ мм

Рис. 161. Структурные диаграммы Н. П. Рус-
сина для чугуна, закаленного токами высо-
кой частоты: а — серый перлитный чугун;
б — ковкий ферритный чугун; Л — леде-
бурит, М — мелкоигольчатый мартенсит
(остальные обозначения те же, что на рис. 160)

Рис. 160. Струю урные диаграммы для легированных чу-
гунов

(А — аустенит. Ь — 'ейннт. М — бесструктурный мартенсит.
П — перлит. Ф — ,> рит, Ц — цементит, Г — пластинчатый
гр • г• । г — шаровидный графит
меньше 0,75 мм (толщина плоских отливок 1,5 мм, круглых
брусков — 3 мм), то получить чисто перлитную структуру не-
возможно. В этом случае получаются только промежуточные
структуры половинчатого или перлито-ферритного чугуна с так
называемым «первичным ферритом» (феррит 1). Приближенной
границей этих областей служит линия АВ, соответствующая зна-
чению 1,15. При значениях > 1,23 также не получаются
чисто перлитные (сорбитные) структуры. При такой эвтектичности
в отливках образуется только перлито-ферритиая матрица, причем
справа от гипотетической границы CD получается «нормальный»
феррит, а слева — «первичный». Наилучший же способ получе-
ния перлитной структуры в тонкостенных отливках—это при-
менение антиферритизирующих модификаторов. Интересно также
отметить, что в очень тонких сечениях графит кристаллизуется
иногда в шаровидной форме, чему способствует также высокий
перегрев и плавка в печи с основной футеровкой.

Особую группу представляют диаграммы для определения
закалочных структур, которые можно получить путем легирова-
ния, быстрого охлаждения и термической обработки. Примеры
таких диаграмм представлены на рис. 151, 160 [259] и 161 [26;
27]. С увеличением скорости охлаждения, повышением содержа-
ния Ni, Мо, W и с увеличением температуры и скорости нагрева
токами высокой частоты получаются все более дисперсные струк-
туры и в конечном итоге — мартенсит.

43.	Диаграммы для белого, половинчатого и серого
чугуна при литье в металлические формы

Построение структурных диаграмм для кокильного литья
значительно сложнее, чем для литья в песчаные формы, так как
в этом случае кроме конструкции отливки и состава чугуна при-
ходится учитывать ряд дополнительных факторов: толщину формы,
покрытие, температуры формы и выбивки и т. п. Кроме того,
вопрос усложняется еще тем, что структура чугуна по сечению
отливки получается весьма неоднородной и на поверхности часто
образуется отбел при нормальном строении в центре отливки.
Поэтому приходится интересоваться как наружными, так и вну-
тренними слоями сечения. В связи с этим определение состава
чугуна для кокильного литья (рис. 162) по структурной диаграмме
Н. П. Дубинина [141 производится по скорости затвердевания,
которая находится как в наружном слое, так и во всей отливке
в среднем. Это можно сделать либо по специальным номограммам
автора [141, построенным в зависимости от ряда технологических
факторов, либо аналитически по формуле (II. 69) с учетом значе-
ния Ьф для металлической формы. Надо только иметь в виду, что
формула в этом виде справедлива лишь для плоских отливок и для
наружных слоев отливок любой конфигурации, которые тоже
263
могут рассматриваться как плоские в тепловом отношении,
в противном случае необходима поправка на р.А.л„ (см. стр. 35
и 204).

Как видно из рис. 162, степень графитизации увеличивается
при повышении содержания углерода и кремния в чугуне, умень-
шении скорости затвердевания и при ранней выбивке отливок из

Рис. 162. Структурная диаграмма Н. П. Дубинина для литья
в металлические формы: а — при охлаждении отливок в форме;

б — при охлаждении с 950° С на воздухе
(обозначения те же, что на рис. 153)

формы. При этом, как обычно, увеличение содержания углерода
и кремния и толщины отливок способствует получению форм гра-
фита, характерных для затвердевания с меньшим переохлаждением.

44.	Диаграммы для высокопрочного чугуна

Так как высокопрочный чугун представляет собой сравни-
тельно новый материал, то вполне естественно, что соответствую-
щие структурные диаграммы еще мдло.разработаны. Их создание
сильно усложняется стабилизирующим действием глобулизирую-
щих элементов и недостаточной изученностью влияния даже
основных элементов. Так, например, поданным И. А. Шапранова,
углерод уменьшает количество необходимого магния для образо-
вания шаровидного графита, подданным же П. И. Степина, этот
фактор действует в противоположном направлении. Последняя
"зависимость находится в соответствии с формулой (II. 49). То же
подтверждено Е. Пивоварским [63]. Однако из этого вовсе не сле-
дует, конечно, что углерод и кремний надо держать на низком
уровне. Наоборот, исследования показывают, что повышение
содержания этих элементов, в особенности углерода, весьма по-
лезно для высокопрочного чугуна, так как уменьшает чувстви-
тельность структуры к скорости охлаждения и устраняет или
уменьшает отбел в тонких сечениях отливки.

Из всех опубликованных структурных диаграмм наиболее
разработанными являются диаграммы П. И. Стенина |32], но в ряде
264
Гоп щи на отладки 2R,mm

Рис. 163. Структурная диаграмма
П. И. Степина для отливок из чугуна с
шаровидным графитом в зависимости от
содержания углерода и магния, толщины
отливок и количества модификатора (Si)
при среднем содержании кремния в чу-
гуне (^2,5%)

/ — обеспечение получения шаровидного гра-
фита при перлито-цемеититной матрице без
добавки FeSi: 2 — добавка FeSi после или од-
новременное присадкой Mg из расчета 0,3% Si;

3 — то же при 0,5% Si

Рис. 164. Структурные диа-
граммы для отливок разной
толщины при содержании в чу-
гуне 3,3% С, 2,2% Si, 0,048% S
и разной по величине при-
садке цериево-магниевого
сплава ФЦМ-5

Обозначения: П 4- Ф 4- ШПГ —
перл ито-ферритиая	матрица и

графит смешанной формы (шаро-
видный и пластинчатый); П4-Ц4-
+ШПГ-перлнто-цементитная ма-
трица и графит смешанной формы:
П 4- Ц + ШГ — перлито-цемен-
титная матрица и шаровидный
графит

Рис. 165. Структурные диаграммы для высокопрочного (а) и се-
рого (б) чугунов С. И. Витензон и Н. М. Гранкина при примене-
нии изотермической обработки:

П — перлит, СИ — сорбитообразный перлит, С — сорбит, Т — тросшт,
Af — мартенсит, А — аустенит
случаев они, к сожалению, построены для присадки ферросили-
ция в чугун до добавки магния, что не является эффективным.
В этих условиях получение перлитной и в особенности чисто фер-
ритной матрицы весьма затруднительно, практически даже не-
возможно. При этом в тонких сечениях наблюдаются анормальные
структуры, в которых наряду с ферритом (оторочка вокруг гра-
фита) имеется и свободный цементит. Устранение этой структуры
и обеспечение получения чисто перлитной матрицы значительно
облегчается при добавке ферросилиция после присадки магния,
причем возможно еще значительно уменьшить содержание кремния
в чугуне вследствие большей эффективности такой присадки.
На рис. 163 [32] представлена диаграмма П. И. Степина, устанав-
ливающая зависимость между составом чугуна, толщиной отливки,
количеством модификаторов (Mg и Si) и структурой матрицы,
которой можно пользоваться на практике.

Некоторыми особенностями отличаются структурные диа-
граммы для высокопрочного чугуна в случае обработки его
церием или цериево-магниевым сплавом ФЦМ-5 (—45% Се,
4—7% Mg). Как видно из структурных диаграмм, полученных
автором совместно с А. Я. Иоффе и другими (рис. 164), уверенное
получение шаровидного графита в этом случае имеет место обычно
только при одновременном наличии свободного цементита. Полу-
чение чисто перлитной и ферритной структур еще больше затруд-
нено, чем при присадке магния. Поэтому отливки из высокопроч-
ного чугуна подвергаются обычно термической обработке, чаще
всего отжигу или нормализации, в некоторых же случаях — изо-
термической закалке. Выбор температуры обработки зависит
от требуемой структуры. Как видно из исследований С. И. Витен-
зон и Н. М. Гранкина [43], высокопрочный чугун характеризуется
при изотермической обработке более широкими областями мар-
тенсита и дисперсных форм перлита, чем серый чугун (рис. 165),
и обработка может проводиться при более высоких температурах
и для более толстостенных отливок, чем при сером чугуне.
РАЗДЕЛ ТРЕТИЙ

СВОЙСТВА ЧУГУНА

Как было показано, чугун характеризуется сложной и разно-
образной структурой, являющейся функцией химического состава
металла и технологии изготовления отливок. Эта структура
определяет все рассматриваемые ниже свойства чугуна как меха-
нические, так и физические, химические и технологические. В зави-
симости от того, какие свойства являются в том или ином случае
определяющими, чугун, как и другие сплавы, называется конструк-
ционным или с особыми свойствами.

Глава X

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА МЕХАНИЧЕСКИХ
СВОЙСТВ ЧУГУНА И ПРИНЦИПИАЛЬНОЕ

ВЛИЯНИЕ ЕГО СТРУКТУРЫ

Механические свойства, определяющие чугун как конструк-
ционный материал, являются в большинстве случаев определяю-
щими при выборе состава чугуна для отливок, и поэтому им уде-
ляется большое внимание. В реальных условиях службы отливки
подвергаются разнообразным и сложным напряжениям: растяже-
нию, сжатию, изгибу, срезу, кручению и т. д. При этом, в зависи-
мости от скорости и постоянства приложения нагрузки, действую-
щие напряжения могут быть статическими (кратковременными
и долговременными) или динамическими, а также постоянно дей-
ствующими или знакопеременными. Несмотря на такое разнооб-
разие в характере напряжений, они во всех Случаях могут быть
сведены к нормальным - растягивающим и сжимающим ±о
и касательным т. В реальных условиях эти напряжения обычно
сосуществуют. Образующиеся в результате указанных напряже-
ний деформации могут быть упругими (обратимыми), пластичес-
кими (остаточными) и разрушающими. Соответственно различают
и три группы механических свойств, характеризующих сопротив-
ление металла образованию деформаций. Иногда различают еще
и неупругие деформации, которые отличаются от пластических
тем, что являются обратимыми, а от упругих тем, что возникают
не сразу после приложения нагрузки.

Сопротивление упругим деформациям еу,|р, при нормаль-
ных и касательных напряжениях определяется модулями нормаль-
ной Е — -г— и касательной G = —— упругости .* Неупру-
аеупр	иХупр

гость же определяется внутренним трением, отставанием по фазе
деформаций от напряжений, что вызывает затухание колебаний
и оценивается, например, циклической вязкостью <р.

Сопротивление пластическим деформациям, образующимся под
действием касательных напряжений, характеризуется пределами
упругости аУл, пропорциональности ап и текучести ат, а0,2-**
Сопротивление разрушающим деформациям определяется преде-
лами прочности при растяжении ав, изгибе а„, сжатии ос,
срезе тгр, кручении и т. д.

Разрушающие деформации могут быть только нормальными
растягивающими | о или касательными т. Сжимающие напряже-
ния и деформации в чистом виде (например, при всестороннем
сжатии) не могут вызвать разрушения (разрушение при сжатии
происходит под влиянием поперечных растягивающих или каса-
тельных напряжений). Поэтому, как установил Н. Н. Давиденков,
следует различать только разрушения от отрыва и среза.

В первом случае ответственными являются нормальные на-
пряжения; разрушение происходит при этом по зернам или по
их границам (внутрикристаллитно или межкристаллктно) и в боль-
шинстве случаев носит хрупкий характер. Это значит, что разру-
шение сопровождается малыми пластическими деформациями и
небольшой затратой энергии. Излом при этом получается блестя-
щим кристаллическим в случае внутрикристаллитного разрушения
или же цвета хрупких граничных фаз, по которым происходит
отрыв, в случае межкристаллитного разрушения. Именно так
происходит разрушение серого чугуна по границам графита. При
этом предел прочности ав чугуна характеризует его сопротивле-
ние отрыву Sornp. В случае же разрушения от среза ответствен-
ными являются касательные напряжения. Такое разрушение
происходит только по зернам. При этом получается вязкий излом,
сопровождающийся большой затратой энергии и значительными
пластическими деформациями — относительным удлинением & и
относительным сужением ф. В этом случае напряжения при раз-
рушении характеризует уже сопротивление срезу /г/г

£

Упругие константы связаны между собой уравнением р —	— 1, где

[А — коэффициент Пуассона в условиях упругого состояния.

** В. 1-1. Колеватов н И. Н. Богачев [49] считают важной характеристи-
кой также модуль пластичности чугуна D (2000—13 000 кГ/см2), значение
которого возрастает с уменьшением концентрации напряжений.
В зависимости от природы и структуры материала, а такжё
от условий напряженного состояния сопротивление отрыву S0/np
и сопротивление срезу tcp могут значительно изменяться по ве-
личине. Разрушение материала происходит тогда, когда соответ-
ствующие напряжения (а, т) достигают предельных значений
(Somp и тср),* что может быть в двух случаях:

ae Sompt в то время как т <JcP (хрупкое разрушение); (III. 1)
тср = /гр, в то время как о <SO/„P (вязкое разрушение). (III. 2)

С увеличением нагрузки растут оба вида напряжений (о, т),
но в различной степени — в зависимости от напряженного со-
стояния. Соотношение между максимальными значениями этих
напряжений ( ct -	характеризует «жесткость» приложе-

ния нагрузки.** В зависимости от условий меняются также зна-
чения сопротивления отрыву и срезу. Поэтому характер разру-
шения зависит от того, какое из равенств (III. 1) или (III. 2)
будет раньше достигнуто. Так, например, понижение температуры
или увеличение скорости приложения нагрузки приводят к умень-
шению сопротивления отрыву, вследствие чего может наступить
хрупкое разрушение. С другой стороны, наличие надрезов создает
объемно-напряженное состояние, уменьшает разность главных
нормальных напряжений ($макс и омин), а следовательно, и вели-
чину максимальных касательных напряжений (тлпкс)

Т'макс 9	° мин) ‘	(111. 3)

Таким образом, надрезы препятствуют развитию касательных
напряжений, увеличивают «жесткость» приложения нагрузки и
исключают возможность достижения равенства (III. 2), вследст-
вие чего в этом случае происходит хрупкое разрушение путем
отрыва (III. 1). Поэтому для определения склонности к хрупкому
разрушению вязких чугунов пользуются часто динамическими
испытаниями с определением ударной вязкости (ан) на образцах
с надрезами. Еще лучше эта склонность выявляется при серийных
испытаниях в области определенного диапазона низких темпера-
тур. Хрупкое разрушение может наступить при этом из-за умень-
шения не только сопротивления отрыву, но и величины касатель-
ных напряжений.

Наличие графита в чугуне (особенно пластинчатого) всегда
создает внутренние надрезы. По этой причине серый чугун

* Ввиду малых значений пластических деформаций в чугуне истинные на-
пряжения могут быть заменены условными.

** Примером очень жесткого нагружения может служить трехосное растя-
жение надрезанного образца, когда касательные напряжения очень малы. На-
оборот, при сжатии под гидростатическим давлением или при испытании по Бри-
нелю нормальные напряжения малы по отношению к касательным, и способ
нагружения является очень мягким.
с пластинчатым графитом характеризуется сравнительно низкой
прочностью и очень низкой пластичностью. Вместе с тем наличие
графита придает чугуну ряд ценных качеств, обусловливающих
преимущества его как конструкционного материала (низкая чув-
ствительность к внешним надрезам, высокая циклическая вяз-
кость и высокая конструктивная прочность).

45. Диаграммы деформаций и механического состояния

Диаграммы деформаций чугуна с пластинчатым, хлопьевидным
и шаровидным графитом при разных способах нагружения пред-
ставлены на рис. 166. Из диаграммы видно, что пластические свой-
ства чугуна с округлым графитом много выше, чем чугуна с пла-
стинчатым графитом и что жесткость приложения нагрузки повы-
шается, а пластические свойства уменьшаются при переходе от
сжатия к кручению, а от кручения к изгибу и растяжению. При
этом чугуны с хлопьевидным или шаровидным графитом характе-
ризуются высокой пластичностью при всех видах нагружения.
Серый же чугун с пластинчатым графитом обнаруживает заметные
пластические деформации только в условиях «мягкого» нагруже-
ния, например, сжатия (осадка 20—40%). При «жестких» спосо-
бах нагружения (растяжение) максимальные пластические дефор-
мации в момент разрушения серого чугуна не превышают 1—2%
и составляют 10—50% от общих деформаций. Поэтому для сужде-
ния о пластических свойствах серого чугуна пользуются обычно
испытанием на изгиб с определением стрелы прогиба f, хотя эта
деформация является по существу общей, а не пластической
(остаточной).

Г f„np	(Ш. 4)

где f—стрела прогиба;

fgnp ~ упругая часть прогиба;

fnJI — пластическая часть прогиба.

Как известно, при испытании круглого бруска на изгиб на-
пряжение в момент разрушения оц и соответствующий упругий
прогиб составляют

PID Pl	/Т1Т «а

°" " 8J  41Г >	(Ш. 5)

<ш-6)

где Р — действующая посередине бруска нагрузка в момент
разрушения;

I — расстояние между опорами;

D — диаметр бруска;

J и W — моменты инерции и сопротивления бруска.
Подставляя (III. 6) в формулу (III. 4), получим

f - Au.

(Ш.7)

Низкие пластические свойства серого чугуна являются причи-
ной того, что предел текучести этого материала при растяжении

Рис. 166. Диаграммы деформации чугуна:

а — чугун с пластинчатым графитом (растяжение и сжатие); б — чугун с хлопье-
видным графитом (растяжение, сжатие, изгиб, кручение); в — чугун с шаровид-
ным графитом разных марок в сопоставлении со сталью и серым чугуном СЧ21-40
(растяжение). Знак (+) — деформация растяжения; (—) — деформация сжатия

о0>2 обычно не определяется, а иногда даже не может быть опреде-
лен, так как елл <0,2%. В связи с этим в качестве расчетной ха-
рактеристики прочности для обычного серого чугуна служит пре-
дел прочности при растяжении ав. Вместе с тем при мягких
способах нагружения пластические деформации серого чугуна зна-
чительны. Весьма важно также отметить, что в чугуне с пластин-
чатым графитом малые остаточные деформации образуются уже при
небольших нагрузках. Вследствие этого, а также вследствие
уменьшения модуля упругости с нагрузкой (рис. 166, а) прямо-
линейный отрезок на кривой растяжения имеет весьма ограничен-
ные размеры.

Пользуясь способом Я. Б. Фридмана, можно построить обоб-
щенную диаграмму состояния чугуна на основе результатов его
механических испытаний (рис. 167). Диаграмма эта, построенная

Рис. 167. Обобщенная диаграмма механического состоя-
ния чугуна

для серого чугуна, состоит из двух частей. Правая часть пред-
ставляет обобщенную кривую течения, построенную на основе
общей теории прочности. При этом принято согласно теории проч-
ности

Y ~ 2d — f (умакс)\

(Ш. 8)

макс ~ ®£омакс

(Ш. 9)

Эта кривая течения может быть построена при мягком способе
нагружения, лучше всего — при испытании на сжатие. Левая же
часть диаграммы характеризует «жесткость» нагружения и дана
в координатах аМйКС—^макс. Каждому способу нагружения соот-
ветствует на этой диаграмме свой луч с определенным отношением
а — а именно:

~макс

1)	растяжение @яакс ^^макс*

2)	кручение — омакс -- 0,8тла((С;

3)	сжатие — омакс = 0,5тмакс.
Так как разрушение серого чугуна при растяжении происхо-
дит путем отрыва по выделениям графита, то Somp ав. По ре-
зультатам испытания (otf -- 30 кГ/мм~) на рис. 167 проведена
граничная (вертикальная) прямая, соответствующая Somp -
= 30 кГ/мм2. Сопротивление же срезу (tcp) определено по резуль-
татам испытания на сжатие (ос -= 100 кГ/мм2) в соответствии
с формулой (III. 9) и нанесено как горизонтальная прямая:

tcp — 0,5ос — 50 кГ/лмг.

Из рис. 167 видно, что при растяжении серого чугуна нормаль-
ные напряжения достигают значения Somp до того момента, когда
развиваются опасные касательные напряжения, и разрушение
происходит путем отрыва с ничтожной пластической деформацией.
При кручении разрушение происходит также путем отрыва, однако
пластические деформации при этом значительно больше. При сжа-
тии первыми достигают своих предельных значений (tcp) каса-
тельные напряжения, и разрушение серого чугуна происходит
поэтому от среза с большими остаточными деформациями. В то же
время нормальные напряжения еще не достигают при этом своего
предела (К). В связи с этим поведение чугуна должно характери-
зоваться по крайней мере двумя видами испытаний: 1) на растяже-
ние для оценки сопротивления отрыву; 2) на сжатие для определе-
ния сопротивления срезу. К этому можно еще добавить испытание
на твердость по Вринелю, характеризующее сопротивление пла-
стическим деформациям чугуна в периоде до разрушения.

46.	Чувствительность к надрезам чугуна и его
преимущества как конструкционного материала

Разрушение путем отрыва при жестких способах нагружения
(растяжение, изгиб, отчасти кручение) является причиной сравни-
тельно низких показателей пластичности и вязкости чугуна
с пластинчатым графитом и того недоверия, которое ему часто
оказывают конструкторы. Между тем в ряде ответственных
случаев этот чугун вполне оправдывает себя в современном
машиностроении и даже успешно заменяет сталь в некоторых
конструкциях. Это объясняется тем, что статические характеристики
пластичности (б, ф) часто не имеют большого значения, так как
величина допустимых пластических деформаций обычно незначи-
тельна (<0,2%). Кроме того, следует иметь в виду, что разруше-
ние отливок во многих случаях происходит под действием знако-
переменных нагрузок (усталости) без образования заметных
остаточных деформаций. В этих условиях серый чугун, характери-
зующийся малой пластичностью, может быть использован с боль-
шим успехом, так как в противоположность стали, он отличается
низкой чувствительностью к надрезам, подчас близкой к нулю.
По мере улучшения формы графита чувствительность к надрезам

18 Н. Г. Гиршович 707

27 3
чугуна увеличивается, но остается все же выше, чем у стали.
Вместе с тем повышаются его пластические и вязкие свойства,
что делает его более ценным конструкционным материалом, чем
серый чугун.

Действие надреза определяется его глубиной t углом а и
остротой р (рис. 168). Вследствие концентрации напряжений,
у надрезов образуются пики напряжений в тем большей степени,
чем острее надрез. Теоретически коэффициент концентрации
напряжений (аа) в присутствии графита может быть определен
в зависимости от его длины (/) и радиуса кривизны (р) его

острия.

Рис. 168. Образование пиков напряжений у над-
резов

(III. 10)

Таким образом, для шаровидного графита =3, * для пла-
стинчатого же графита ао значительно больше, хотя благодаря
взаимному действию этих надрезов значение аа уменьшается
примерно в 1,5—3 раза и в тем большей степени, чем больше
величина аа [61]. Однако эффективный коэффициент концентра-
ции (КД выражающий изменение свойств металла в присутствии
надрезов, определяется не только значением аа, но и природой
материала, и действие надреза оказывается значительно меньше,
чем об этом можно судить по расчетномуаа

, =	(111.11)

* По (Ш. 10) аа не зависит от размеров шаровидного графита, в дейст-

3	*	,

вительности же аа =-  —-.-г- и тем меньше, чем больше его диаметр а

1 -f- d/b

и меньше расстояние между центрами b его включений (В. А. Антропов,
ЛЭТИ, Л.. 1950).
5та величина (q) тем больше, чем больше значение эффектив-
ного коэффициента концентрации надреза Ка. В идеальном слу-
чае, к которому серый чугун весьма близок, свойства вовсе не ме-
няются в присутствии надрезов (Ка = 1,0 и q = 0). Благодаря
этому присутствующие в любой чугунной отливке отверстия,
углы, резкие переходы, раковины, поры, неметаллические вклю-
чения сравнительно мало влияют на ее реальную конструкционную
прочность, в то время как в такой же отливке из стали эти над-
резы значительно понижают механические свойства, в особен-
ности пластичность, вязкость и усталостную прочность. Однако
разные чугуны также различно ведут себя в этом отношении. Мно-
гочисленные исследования [11; 28; 64] показывают, что чувстви-
тельность чугуна к надрезам увеличивается с повышением проч-
ности и зависит от напряженного состояния (табл. II).

Таблица 11

Значение коэффициента концентрации напряжений

Условия нагружения	Серый чугун		Высокопрочный чугун	
	Предел прочности в кГ	к„	Предел прочности в кГ/мм*	*<т
Растяжение	13,3 - 36,9	0,91 — 1,03	50,3—60,0	1,35—1,55
Кручение	21,9—56,0	0,81—0,95	7,0—9,2	1,07
Сжатие	55,3 -163,0	0,77--0,87	174	0,84
Изгиб усталостный	21,0 -45,0	1,0 —1,1	49,0—85,0	1,50—2,10

Наименьшим эффективным коэффициентом концентрации ха-
рактеризуется серый чугун. Поэтому большая чувствительность
к надрезам делает иногда бесцельным применение высококачест-
венных материалов, и чугун в этих условиях может с успехом
конкурировать со сталью, даже легированной, как это видно из
сравнения пределов усталости (тл) чугунных и стальных валов:

Материал	Сталь штампованная	Конкин чугун	Серый чугун
в кГ/мм*	150	84	40	32
t_l в кГ/мм*	8	8	6	6

Другим преимуществом чугуна как конструкционного мате-
риала является его высокая циклическая вязкость. При малых
многократных ударах, как и при работе на сжатие и на продоль-
ный изгиб, он может оказаться выносливее стали, уступая ей,
однако, во многих других напряженных состояниях, в особен-
ности при больших ударных нагрузках. Таким образом в ряде

18*	275
Случаев, когда условия нагрузки этому благоприятствуют, чугун
может быть использован с большой эффективностью и экономи-
ческой выгодой как хороший конструкционный материал.

47.	Упругие и неупругие свойства

Значения упругих и неупругих свойств чугуна регламенти-
руются иногда техническими условиями (например, на поршневые
кольца), но в ГОСТах и стандартах обычно не оговариваются.
Между тем эти свойства имеют большое значение, так как они
в известной мере определяют не только величину напряжений
и жесткость конструкции, но и чувствительность к надрезам,
а также надежность, долговечность и конструкционную прочность
отливок [420].

Характерной особенностью этих свойств, особенно упругих,
является почти исключительная зависимость их от графитных
включений. Действительно, как видно из рис. 169 [431; 4691,
уменьшение количества графита, особенно пластинчатого, повы-
шает модуль нормальной упругости. Так же действует замена
пластинчатого графита шаровидным или компактным. Поэтому
наибольшим модулем при прочих равных условиях характери-
зуется белый, затем высокопрочный, ковкий и, наконец, серый
чугуны:

Тип чугуна	Велый	Высокопрочный (3.0—3,5% С)	Ковкий (1,5-2,7% С)	Серый (2,7-3,7% С)
Eq в кГ/мм-	21 600—20 000	18 000—17 000	18 500-16 500	16 000—6 000
Ео чугуна ^nna.ui	1,0-0,95	0,85-0,80	0,82—0,77	0,75—0,27
* Приведенные значения /:в относятся к статическому методу испытания. При динамическом методе испытания чугуна в противоположность другим сплавам получается несколько больший модуль упругости (на 2—15%), причем чем крупнее графит, тем больше эта разница. По-видимому, это объясняется тем. что при быстром (динамическом) приложении нагрузки неупругая часть деформации не успевает проявиться. При других видах напряженного состоя- ния (изгиб, сжатие) модуль нормальной упругости сравнительно мало отличается от значения Е9 при растяжении (для серого чугуна максимально на 5—10% в сторону увеличения, для ковкого и высокопрочного чугуна эта разница еще меньше, и ею можно практически пренебречь). Что касается модуля касатель- ной упругости (6). то его значение колеблется в пределах 3500—5300 кГ,мм* для серого чугуна и 6000—7000 кГ мм2 для ковкого и высокопрочного чугунов.				

Однако влияние это снижаетсй с уменьшением количества
графита (рис. 169, а). В сером чугуне модуль упругости в значи-
тельной мере зависит также от размеров графитных включений,
причем влияние это по некоторым данным превышает даже влия-
276
ние количества графита (рис. 169, б). В то же время распределение
графита, в том числе и междендритное, не оказывает в этом отно-
шении практического влияния. Так же мало влияние матрицы
(некоторое увеличение модуля упругости при перлитизации струк-
туры связано, по-видимому, с уменьшением количества графита):

Длина включений графита в мк	25	95	380	750
£0 в кПмм*\  ферритная матрица перлитная »	11 935  11 330	10 890  11 560	9 180  10 465	7775  8745

Таким образом, модуль нормальной (и касательной) упругости
можно, действительно, считать зависимым в основном от графит-
ных выделений.

Эту зависимость до сих пор объясняли только тем, что полости,
занятые графитом, действуют как пустоты, уменьшая живое се-

Рис. 169. Влияние количества (а) и величины выделений (б) гра-
фита на модуль упругости чугуна:

/ — пластинчатый графит; 2 — шаровидный графит

и надрезывающее действия графита). Полагали, что это является
единственной причиной увеличения общего уровня напряжений
и образования пиков напряжений, ведущих к увеличению дефор-
маций, понижению модуля упругости и раннему образованию
малых по величине пластических деформаций (рис. 170, б). Эта
точка зрения, исключающая активную роль самого графита,
основывалась на известных исследованиях А. Тума [11; 631, из ко-
торых следовало, что надрезы в стали (рис. 170, а) оказывают на ее
упругие свойства примерно такое же влияние, как графит в чу-
гуне (рис. 170, б). Однако оказалось, что указанные особенности
упругих свойств чугуна, в частности зависимость модуля упру-
гости от напряжения, наличие упругого гистерезиса и различие
в поведении при растягивающих, изгибающих и сжимающих на-
грузках невозможно объяснить одной только теорией надрезов.
Поэтому в дополнение к ней в последнее время привлекаются
еще представления об активном сопротивлении деформации гра-
фита, с одной стороны, и об обратимых и остаточных деформациях
занятых нм полостей - с другой.

а) Расположение надрезов б)

Рис. 170. Понижение модуля упругости и раннее образование пласти-
ческих деформаций под влиянием надрезов: а—сталь; б—серый чугун

Недостаточность теории надрезов видна, например, из того,
что деформация надрезанных стальных образцов при растяжении
описывается кривой ОРМР на рис. 171, а 14591, так что при
повторной нагрузке деформация, несмотря на надрезы, изме-
няется по прямой МР, как у идеально упругого тела с постоян-
ным модулем упругости (МП || ОТ). Деформации же чугуна изме-
няются при повторной нагрузке по веретенообразной кривой М'Р,
и только после многих циклов чугун приближается к идеально
упругому телу. Такой характер гистерезисной кривой объясняется
тем, что графит оказывает, хотя и небольшое, но определенное
сопротивление деформациям (Е^ — 5001500 кГ/мм2).* При этом
благодаря трению деформации начинаются только после того,
как напряжение превзойдет значение S (рис. 171, б). При уменьше-
нии напряжения (начиная с точки С) деформация начинает по

----------- ,

* По последним данным А. Коттрелла [409] Егр* плоскости базиса равен
10-104 кГ/мм*. т. е. в 5 раз больше, чем у железа. Соответственно на нитевидных
кристаллах графита достигнута = 2,45• !03
278
той же причине уменьшаться только после снижения напряжения
на 2 S и при полном снятии напряжения (точка Л) в чугуне
остается деформация ОА. При дальнейшем изменении знака на-
пряжений деформация вновь будет сначала оставаться постоя н-

0 м’ м
Деформация

Рис. 171. Сравнительный характер упругого гистерезиса
чугуна и стали при наличии в последней надрезов (а) и
схема образования гистерезисной петли в чугуне (б)
Сплошные линии — сталь; штриховые — чугун

ной, а потом возрастать по кривой ВС, так что гистерезисная
петля по идеализированной схеме (рис. 171, б) имеет форму Л BCD.
В действительности же благодаря наличию многих различно

Рис. 172. Определение модуля упругости как функции напряжения: а — метод
определения; б — зависимость модуля упругости от напряжения

ориентированных пластинок графита углы гистерезисной петли
срезаются и она приобретает форму М'Р, согласно рис. 171, а.

Особенностью чугуна, главным образом серого, является за-
висимость модуля упругости от напряжения. Методика определе-
ния этой функции заключается в применении этапов возрастающей
нагрузки с поэтапной последовательной разгрузкой, как это пока-
зано на рис. 172. По мере увеличения нагрузки (рис. 172, а)
площадь гистерезисной петли увеличивается, а модуль упругости,
определяемый углом наклона касательной к нагрузочной ветви
гистерезисной петли, постепенно уменьшается. Таким образом,
модуль упругости оказывается прямолинейной функцией напря-
жения (рис. 172, б)

Е - Eq— ko,	(III. 12)

где Ео — значение модуля упругости, получающееся путем экс-
траполяции прямой на рис. 172, б до о — 0;

k — коэффициент, определяющийся углом наклона прямой.

Рис. 173. Структура поверхности образца из аустенитного чугуна (Х500):
а — при о ---- 10,5 кПмлг\ б — при о — 22 кГ/мм2

Такое уменьшение модуля упругости объясняется тем, что
кроме упругих деформаций матрицы образуются еще обратимые
деформации полостей, запятых графитом, причем интенсивность
образования этих деформаций возрастает с увеличением нагрузки.
Точно так же остаточные деформации, образующиеся в чугуне,
обязаны своим происхождением как пластическим деформациям
матрицы, так и остаточным деформациям полостей графита. Эти
деформации особенно резко проявляются на поверхности образцов,
где они приводят к образованию трещин, как показано на рис. 173
[4221. Общие деформации чугуна (2е)» как показано Г. Гиль-
бертом могут [421; 422; 423], быть представлены как сумма

। и । м ! /I	/ТIТ 1

: &обр I &»бр I tn /т	(111.1 о)

где £рбр обратимые (упругие) деформации матрицы;

е"бр — обратимые деформации полостей графита;

28Q
teen — остаточные (пластические) деформации матрицы;

toCm — остаточные деформации полостей графита.

Модуль упругости Е при любом напряжении а определяется
обратимыми деформациями, т. е.

и так как е^д изменяются не по прямой линии, а резко возра-
стают с повышением напряжений, то Е падает с увеличением на-
пряжения. При нулевом же напряжении е^д = 0 и, следова-
тельно, Ео характеризует только упругие деформации матрицы,
линейно возрастающие с увеличением напряжения:

£0 --- -const.	(III. 15)

Еоор

Измеряя деформации чугуна не только в продольном, но и в по-
перечном направлении, можно определить отдельные составляю-
щие общей деформации как при растяжении, так и при сжатии
чугуна.

При циклическом нагружении и разгруженин определяются
общие	и остаточные |- e"cw) деформации, а путем

вычитания, следовательно, и обратимые деформации (е^д i
:	Проведя касательную к кривой общей деформации

в ее начальной точке определяют £п, а следовательно, и е^р --

, после чего легко найти е^д. Точно так же можно произ-
^-0

вести разделение остаточных деформаций [422J.

Из рис. 174 [421 1 следует, что при малых напряжениях
главную роль играют деформации матрицы, особенно упругие.
При больших же напряжениях эту роль начинают играть дефор-
мации полостей графита, главным образом остаточные. При этом
полости графита принимают участие в образовании деформаций
только в том направлении, где происходит увеличение размеров
(продольном при растяжении и поперечном при сжатии). В на-
правлении же уменьшения размеров (поперечном при растяжении
и продольном при сжатии) полости графита, сопротивляясь сжа-
тию, не влияют на деформацию, которая определяется в этом слу-
чае только матрицей. Поэтому модули упругости в продольном
направлении при растяжении и в поперечном направлении при
сжатии понижаются с увеличением напряжений, а в поперечном
направлении при растяжении и в продольном при сжатии —
остаются постоянными и от величины напряжений не зависят.
В этих случаях они выражают в чистом виде только упругие
свойства матрицы (Ео). Из этого также следует, как видно из
рис. 174, что коэффициент Пуассона в условиях растяжения пони-
жается с увеличением напряжений. Экстраполируя его значение
281
до а — 0, можно определить р = 0,26, характерное для строго
упругого состояния и соответствующее деформации одной только
матрицы. С увеличением же напряжения величина р прямоли-
нейно понижается, так что аналогично (III. 12) можно принять
для случая растяжения (рис. 174)

р -- ц0 — Ло.	(III. 16)

0 7 М 2! 20 35
Напряжение б, яГ/мее2

U 0.? 0Ь 0,6 00 !fl 1,2 10 0 0,2 00 0,6 0,6 1,0 1,2
Деформации при сжатии, %

Ркс. 174. Деформации и упругие константы серого чугуна (С = 3,2%, Si= 2,19% ,
Мп—0,56%, S—0,031%, Р = 0,046%): а — деформации и константы при
растяжении; б—деформации и константы при сжатии;

/ — продольные деформации; 2 — поперечные деформации: 3 — модуль упругости в про-
дольном направлении №продУ 4 — модуль упругости в поперечном направлении

5— ц — коэффициент Пуассона, равный отношению деформации в поперечном направле-
нии к деформации в продольном направлении

В случае сжатия р — р0 = 0.26 остается постоянным в пре-
делах обычно действующих напряжений (рис. 174), как в идеально
упругом материале, в более же напряженной области р резко
282
увеличивается и достигает значения 0,5 и больше, что свидетель-
ствует об увеличении объема образца в условиях сжатия.*

В противоположность серому чугуну, чугун с шаровидным
графитом ведет себя в большом интервале напряжений аналогично
стали [423], хотя имеются и некоторые различия: модуль упру-
гости его немного ниже, на кривой растяжения отсутствует пло-
щадка текучести, а пределы упругости и текучести при сжатии
несколько больше, чем при растяжении (рис. 175, а и б). В обла-
сти же выше предела упругости полости, занятые графитом, и
в этом случае несколько увеличиваются в объеме, хотя значи-
тельно меньше, чем в сером чугуне. Это увеличение объема, про-

О OJ 0.2	0.4 0,5 0,6 О 0J 0.2 0.3	0 М 28	42

Удлинение е.%	Ншщямение б. л Г/мм'

Рис. 175. Деформации и упругие константы перлитного высокопрочного
чугуна (обозначения те же, что на рис. 174)

исходящее вследствие того, что продольные деформации больше
поперечных, частично обратимо, частично необратимо. Однако

♦ Изменение объема составляет

А V ^нгод — ^поп ~ &прод (1	2|1).

Из этого следует, что ЛУ О при р = 0,5. При	0,5, ДУ> 0 и наоборот.

В условиях растяжения р < 0,5, значит, удельный объем чугуна увеличивается
тем больше, чем выше напряжение, что обусловлено изменением объема полостей
графита. При сжатии, наоборот, удельный объем уменьшается, но при больших
напряжениях р> 0,5 и значит ЛУ>0.
указанные изменения мало влияют на коэффициент Пуассона,
который начинает увеличиваться только с образованием пласти-
ческих деформаций.

Таким образом, отступления от закона Гука, характерные для
графитизированного чугуна,
главным образом серого
(аЛ этого чугуна — 0,5 -г-

-нО,7кГ/шг), являются след-
ствием не только раннего об-
разования пластических де-
формаций, но и возрастающих
с напряжениями упругих
деформаций полостей гра-
фита. Как видно из рис. 176,
эти отступления возрастают
с увеличением количества и
размеров графитных выделе-
ний, а следовательно, с по-

Рис. 176. Влияние марки (прочноеin) се- НИЖвниеМ Марки Чут уна
рого чугуна на понижение модуля упру- 162). Однако с увеличением
гости с увеличением напряжения числа ЦИКЛОВ (нагрузки И
разгрузки) образование оста-
точных деформаций замедляется, и после 50—100 циклов чугун
(даже серый) начинает вести себя как упругий материал (рис. 177).
В обычных же условиях, характеризуя упругие свойства серого
чугуна, следует различать модуль упругости при малых нагруз-
ках (Ео), определяемый углом касательной к начальной точке кри-

мацня» после многократного циклического нагру-
жения

вой и средний или эффективный модуль упругости (Е), характери-
зующий величину упругих деформации при данном напряжении.

Большое значение для чугуна как конструкционного мате-
риала имеют также его неупругие свойства, определяемые внутрен-
ним трением, вследствие чего циклические нагружения чугуна,
в противоположность идеально упругому телу, совершаются с по-
284
терем энергии, превращающейся в теплоту, и, таким образом,
колебания с той или иной скоростью гасятся (амортизируются)*.
Величина потери энергии определяется площадью петли кривой
«напряжение—деформация», так как они обусловливаются отста-
ванием по фазе деформаций от напряжений, в частности образова-
нием необратимых деформаций. Из сказанного ясно, что эти явле-
ния особенно резко проявляются в сером чугуне, где вследствие
неоднородности структуры и наличия пластинчатого графита
циклические колебания затухают быстрее, чем в других сплавах
(рис. 178, а), вследствие образования микросдвигов и пластичес-
ких деформаций. Это свойство амортизации (циклическая вяз-
кость или демпфирующая способность) может определяться при
любом виде нагружения и измеряется либо логарифмическим де-
крементом, представляющим натуральный логарифм отношения
амплитуд двух последовательных колебаний при свободном зату-
хании (б<4), либо аналогичной величиной, вычисленной из резо-
нансной кривой ** при сохраняющейся нагрузке (бц),*** либо от-
ношением величины потери энергии ко всей упругой энергии
цикла (ср):

6Ч In	.

~2~ (Л« i An+i)

А'	тт 1 / Л<____________

"	» ' А2макс-^ ’’

-	100 -- Лл ~^"+‘ 100,

р	А2

' /I

(III. 17)

(III. 18)

(III. 19)

где Ап и Лп+1 — амплитуды двух последовательных колебаний;
N — частота резонанса;

Амакс — амплитуда вибрации резонансной частоты;

Ах — выбранная амплитуда;

* Способность гасить колебания представляет собой амплнтуднозависящее
свойство, определяемое при больших амплитудах. Оно может быть также названо
микропластическим внутренним трением, поскольку определяется микроскопи-
ческими пластическими деформациями и связано с другими свойствами, напри-
мер, усталостной прочностью. В металловедении сейчас стало широко изучаться,
в особенности благодаря работам Б. Н. Финкельштейна, амплитуднонезависящее
внутреннее трение (при малых колебаниях), используемое в качестве метода
исследования самых разнообразных релаксационных процессов: диффузии,
ползучести, фазовых превращений и др. [340).

** Резонансом называется явление возрастания амплитуды вынужденных
колебаний при приближении частоты вынужденной силы к частоте собственных
колебаний системы. Резонансные кривые изображаются изменением амплитуды
вынужденных колебаний прн изменении частоты внешней силы.

**♦ Теоретически — б(<, но для чугуна это равенство не сохраняется.
Серый чугун

Напряжение (7, г\Г/мм2

Рис. 178. Виброграммы (а) и величина циклической вязкости (б, в) разных чугунов по сравнению со сталью
&NX — разница между двумя частотами по обе сторонь!
резонансной частоты соответственно одной и
той же амплитуде

Рп И ^n+i — энергии двух последовательных колебаний.

Циклическая вязкость характеризует не только ограничение
амплитуд вынужденных и резонансных колебаний, но и опасность
разрушения конструкции из-за резонанса колебаний, она в из-
вестной мере определяет чувствительность к надрезам в условиях
знакопеременной нагрузки и конструкционную прочность отливок,
а также некоторые физические свойства чугуна, например, термо-
стойкость [460].

Согласно И. В. Кудрявцеву [341], сопоставление циклической
вязкости стали и чугуна характеризуется данными рис. 178, б.
Усматривается, что серый чугун имеет в этом отношении большое
преимущество не только перед сталью, но и по сравнению с высоко-
прочным чугуном. При этом можно видеть, что циклическая вяз-
кость в сером чугуне интенсивно растет уже при самых малых
напряжениях, в высокопрочном чугуне этот интенсивный рост
начинается позже (при о 5 кГ/мм2), в стали же циклическая
вязкость начинает быстро расти только при напряжениях около
\0 кГ/мм2, а до этого остается практически без изменения на очень
низком уровне. Поэтому циклическую вязкость разных сплавов
сопоставляют часто при разных напряжениях, например, при
1 /Зст0.2. Однако н в этом случае преимущества серого чугуна резко
выявляются [341 1:

Серый чугун............................. 30

Высокопрочный чугун................. .	. 10—13

Сталь...................................3,5

Указанное превосходство серого чугуна проявляется также при
сопоставлении значений логарифмического декремента [4601:

V,o<

Серый чугун...........................50—<5000

Высокопрочный чугун .	............5—20

Сталь.............. .................. 1—3

Основной структурной фазой, повышающей величину цикли-
ческой вязкости чугуна, является графит, который сам характе-
ризуется большой демпфирующей способностью [364; 461 ]: чем
больше его количество и крупнее его выделения, тем выше цикли-
ческая вязкость (рис. 179). При этом междендритный графит по-
нижает ее так же, как и прочность, что в некоторой мере оправды-
вает имеющиеся в литературе утверждения о связи между проч-
ностью и циклической вязкостью (рис. 178, в). Однако эта связь
далеко не однозначна, так как в противоположность прочности
циклическая вязкость в малой степени зависит от структуры
матрицы, хотя некоторое повышение циклической вязкости
с процессом ферритизации и наблюдается 1301. Наибольшей
циклической вязкостью характеризуется мартенситная структура.
Поэтому отпуск после закалки понижает демпфирующую способ-
ность, а ферритизация матрицы несколько повышает ее, что видно
из следующих данных:

Матрица	Логарифмический	декремент 6ц«1(Н
	Серый чугун	Высокопрочный чугун
Перлитная	22,7	8,0
Ферритная	70,4	10,2

Несколько лучшей является корреляция между циклической
вязкостью и модулем упругости, так как оба эти свойства главным
образом зависят от графита. Однако и в этом отношении имеются
противоречия, в частности междендритный графит в сильной сте-
пени понижает циклическую вязкость, но не влияет на модуль
упругости. В силу указанного связь циклической вязкости с мо-
дулем упругости и тем более с прочностью часто нарушается и
характеризуется большими колебаниями:

с0 в кГ/мм1	20—25	25-30	30—38	40
	80—90	50—250	30—150	25-60
£0 в кГ/мм-  Лц- 104	10 000  25—300		14 000  20—100	

Поэтому возможно подобрать чугун, который характеризовался бы
одновременно как повышенными значениями прочности и модуля
упругости, так и удовлетворительной циклической вязкостью.

С модулем упругости и с циклической вязкостью тесно связаны
и акустические свойства, который также определяются внутрен-
ним трением. Например, скорость звука при продольных волнах
выражается

(1П.20)

где d — плотность в г/см31,
— коэффициент Пуассона.
00

с©

Напряжение Ъ кГ/мм2

Рис. 179. Сравнитель-
ная демпфирующая
способность основных
структурных фаз чу-
гуна и влияние закал-
ки и отпуска на ци-
клическую вязкость
разных чугунов

(Г — графит; Ф — фер-
рит; А —аустенит) / —
серый чугун; 2—высоко-
прочный чугун; 3—ков-
кий чугун

15-30 60-120 250-500 >1000

Величина гранитных выделений, мк

Рис. 180. Зависимость скорости звука от коли-
чества и размеров выделений графита

।
Пользуясь этим выражением, можно рассчитать скорость звука
для разных металлов (табл. 12).

Таблица 12

Скорость звука в разных металлах

Металл	в кГ/мм*	и	d в г/см*	в м/сек	Скорость звука по отноше- нию к стали
Сталь	21 000	0,25	7,80	5670	1,0
Высокопрочный чугун	17 000	0,26	7,20	5150	0,92
Ковкий чугун	17 000	0,26	7,20	5150	0,92
Серый чугун	16 000	0,26	7,40	5050	0,90
> 1	6 000	0,10	7,00	2950	0,52

Экспериментальные исследования 153 ] в общем подтверждают
такое изменение скорости звука, а следовательно и прямую связь
с модулем упругости, а также с величиной, формой и количеством
графита (рис. 180).

48.	Твердость

Методы определения твердости весьма разнообразны. Наиболее
распространенным (в пределах НВ 100—500) и в то же время наи-
более точным и целесообразным является метод определения твер-
дости по Бринелю (10 х 3000 X 30), причем десятимиллиметро-
вый шарик тем более предпочтителен, чем крупнее выделения
графита. Применение метода Брннеля при пятимиллиметровом ша-
рике (5 X 750 X 30), а тем более методов Роквелла, Шора, Вик-
керса и др. допустимо только при мелком графите или на белом
чугуне, иначе возможны большие расхождения между отдельными
показаниями. Эти расхождения оказываются тем больше, чем
меньше площадь измерения по тому или иному способу определе-
ния твердости и чем крупнее графит. Уже по одной этой причине
соотношение между различными показателями твердости не могут
оставаться постоянными и зависят в первую очередь от количества
и величины выделений графита в чугуне. Зависимость эта еще более
усложняется тем, что одни методы определения твердости зави-
сят главным образом от пластических деформаций (методы Бри-
неля, Роквелла, Виккерса), другие—от упругих деформаций
(метод Шора), третьи — от разрушающих (царапанье). Поэтому
существующие рекомендации по переводу показателей твердости,
определенной одним методом, в показатели по другим методам
(рис. 181) являются приближенными.
В противоположность упругим деформациям твердость за-
висит преимущественно от структуры матрицы и в сравнительно
малой степени — от формы, количества и величины выделений
графита.

Таким образом, твердость и упругость являются в этом отно-
шении антиподами, в совокупности характеризующими структуру
чугуна в целом. Как велико влияние структуры матрицы на
твердость чугуна, видно из следующих данных:

Ферритная.............100—160

Перлитная............. 160—220

Сорбитная ................ 220—300

Бейнитная............. 300—380

Мартенситная ............. 380—600

Перлитно-цементитная	.	.	.	380—550

Мартенситно-цементитная	.	.	550—700

Аустенитная ..............140—220

Максимальной твердостью характе-
ризуется мартенситно-цементитная мат-
рица, как состоящая из фаз с наиболь-
шей микротвердостью. Минимальной же
микротвердостью отличается графит:

нв

Рис. 181. Соотношение между
значениями твердости чу-
гуна, определенным разными
способами

Феррит....................

Цементит .................

Фосфидная эвтектика:
двойная ..................

тройная ...............

Графит....................

160—220

800—1100

. . 100

600
. . 13-

18*

Высокая микротвердость цементита является причиной того,
что твердость графитизированных чугунов возрастает с увеличе-
нием количества перлита в структуре, в белом же чугуне наблю-
дается обратная зависимость (рис. 182) вследствие уменьшения
при этом количества свободного цементита.

Большие колебания в твердости чугунов с разной структурой
матрицы объясняются различием в составе и дисперсности фаз.
Это относится прежде всего к перлиту, с измельчением которого
твердость интенсивно возрастает:

Расстояние между пластинками перлита

в мк.................................. 0,40	0,35 0,30 0,25

Твердость НВ............................. 200	228	287	220

Принципиально так же влияет и изменение зерна феррита и
аустенита. Присутствие графита тоже оказывает влияние на

* Твердость крупнокристаллического графита по шкале Мооса равна еди-
нице; при мелкокристаллическом графите сдвиги блокируются и твердость по-
вышается.
твердость чугуна, хотя и значительно меньшее, чем влияние мат-
рицы. Влияние графита обусловлено тем, что в первый период
испытания сопротивление вдавливанию шарика или пирамиды
оказывается пониженным и только во втором периоде, когда мат-
рица у графита смыкается, это сопротивление достигает значений,
присущих структуре металлической основы. Поэтому макротвер-
дость при наличии графита оказывается пониженной, и в тем
большей степени, чем больше количество графита и крупнее его

Рис. 182. Влияние количества перлита на
твердость белого (/) и серого (2) чугунов

выделения. На микротвердость же феррита при одном и том же
составе чугуна, как показал К. И. Ващенко и его сотрудники 1315|,
не влияют ни форма, ни количество графита:

Графит	Макротвердость НВ	Мнкротвердость //ц (при нагрузке 20Г)
Пластинчаты»		. .	108	198
Хлопьевидный	. .	135	201
Шаровидны»		. .	140	201

49.	Прочность и пластичность

Для определения прочности и пластичности чугун чаще всего
испытывают на растяжение и изгиб, реже — на сжатие и еще реже —
на срез и кручение, хотя для характеристики этих свойств могут
быть использованы и другие виды нагружения. Испытание на
растяжение применяется для всех видов чугуна, на изгиб же —
главным образом для серого чугуна, так как удлинение его при
растяжении мало, а испытание на изгиб с определением стрелы
изгиба позволяет приближенно характеризовать его пластичность.
Все эти виды испытаний характеризуются разным распределением
напряжений по сечению, разной жесткостью нагружения и разной
зависимостью от структуры. Поэтому пересчет показателей проч-
ности и пластичности с одного метода испытания на другой
является сложной задачей. Общий характер изменения этих
свойств в зависимости от формы и распределения графита и струк-
туры матрицы чугуна представлен в табл. 13. Показатели проч-
ности и пластичности сильно варьируют в зависимости от струк-
туры матрицы и количества, формы и распределения графита
в чугуне.

Для белого чугуна определяющим параметром является коли-
чество перлита в структуре, с увеличением которого (за счет умень-
шения количества цементита) повышается прочность и пластич-
ность металла:

Перлит в %	58,5	65.5	68.0	71.5
Цементит в	41.5	34.5	32.0	28.5
о„ Н %	71,0	78,0	86,5	100
'	/ 14 "о	76,5	90,0	94.0	100

В графитизированных чугунах структура матрицы влияет та-
ким образом, что увеличение количества перлита повышает проч-
ностные и понижает пластические свойства (табл. 13). При этом
во всех случаях механические свойства чугуна, в частности
серого, в значительной степени зависят и от дисперсности пер-
лита [11 1:

Структура матрицы	Феррито- перлитная	Перлит- ная	Сорбит- пая	Троостит- ная	БеЙннт- ная	Мартен- ситная
в о в кГ/мм*	20	24	1  35	38	45	15
Л в “о	0.85	0,62	0.42	0.23	о.зз	—

Наивысшей прочностью, таким образом, характеризуется бей-
нитная структура, наинизшей — мартенситная. Принципиально
таково же влияние металлической основы на механические свой-
ства ковкого и высокопрочного чугунов, в частности, как видно
из табл. 13, ферритизация структуры понижает их прочность
293
1

Таблица 13

Прочностные и пластические свойства чугунов с разной структурой матрицы и графита

Наименование свойства и единица измерения	Белый чугун	Серый чугун с пластинчатым графитом					Высокопрочный чугун с шаровидным графитом			Ковкий чугун с хлопьевидным графитом	
		неориентированным	|			междендритным						
		£ п  ч о ак в  О Я CJ К X о	t ее о	«  с. к х	аустенит- ная основа	перлит- ная основа	феррит- ная основа	ь га ч о □.кг о га о Е X О	।  t я Е ® О. о □.R х 0) <Q Q -е-х о	аустенит- ная основа	перлит- ная основа	£ S  «Яо  •е-х о
Предел прочности при растяжении ов в кГ/мм*	20—40	18—45	10—22	15—35	1  25—35	15—20	50-80	40—55	38—50	40-70	30—40
Предел текучести По,2 в кГ/мм*	—	—	—	—			35—65	24—35	22—30	24—50	18—28
Удлинение б в %	<0,01	0,2—0,75	0,5-1,2	0,5—3	0,2-0,5	| 0,5—0,8  1	1,5-5,0	5—20	5—40	2—7	6—20
Предел прочности при изгибе ои в кГ/мм*	35—80	36—75	20—40	27—52	40-55	j 25-35  1	80—140	—	—	60-120	—
Стрела прогиба feOo в мм	3-5	6—10	7—12	8—16	5—6	6-8  1  1	15—30	>30		15-30	>30
Предел прочности при сжатии ос в кГ/мм*	100—160	70-160	40—90  1	70—110	75—120	55—75	160-250	—	—	140—220	—
Продолжение табл. 13

Наименование свойства и единица измерения	Белый чугун	Серый чугун с пластинчатым графитом					Высокопрочный чугун с шаровидным графитом			Ковкий чугун с хлопьевидным графитом	
		неориентированным			междендритным						
		перлит-  ная основа 		феррит- ная основа	ь  с X о 1	t х 1 = х 1  ч _ О  | Е X О	j«i я u  •е-х о	х 2 Ч о Q.K X W Я и Е X О	феррит- ная основа	1 я Ls  и * X >»Я и я X о	£ s ч о  О.Е X о я и ECO	» 3 о. о ак х  Я Q •&ЯО
Относительная осадка в %	1	10—20	20—40	—	10-15	20-30	30—60	>60	—	30-60	>60
Предел прочности при срезе хСр в кГ/мм2		27—45	16—22	—	25—35	15—25	45-80	35-55	—	35—70	27-40
Предел прочности при кручении в кГ/мм*	—	33—55	16—30	—	30—45	18-27	50-90	40-60	—	40—80	27—45
Относительное удлинение у в Ра&	—	2-8	5—12	—	2—5	5-8	6—25	20—80	—	8-30	20—80

Примечания: 1. Результаты испытания на сжатие зависят от отношения высоты образца к диаметру. При отношении 1 : 1
предел прочности на 10—12% больше, чем прн 2 : 1 или 3:1.

2.	Прн испытании высокопластнчных чугунов пределы прочности при изгибе и сжатии иногда определить невозможно.

3.	Прн крушении определяется абсолютный (а) и относительный ^‘7“^ угол закругления (г—радиус образца. I — его длина),
который можно перевести в относительное удлинение

2л dr . __ dr .	_

v= 360 10° —= 1>75~ (вра<,)-
и увеличивает пластичность. Еще интенсивнее связь с первичной
кристаллизацией, причем некоторые исследователи, в частности
В. Паттерсон придает большое значение размерам и форме
дендритов первичного аустенита, с удлинением которых проч-
ность чугуна повышается. С другой стороны, Э. Я. Храпковский
[382] уделяет исключительное внимание эвтектическому зерну,
с измельчением которого механические свойства чугуна возра-
стают. И действительно, такая зависимость часто, хотя и не
всегда, подтверждается (рис. 183), что связанотакже с упрочнением
межзерновых прослоек.

Рис. 183. Влияние эвтектического зерна на прочность чугуна

Трудность выявления этой зависимости заключается в одно-
временном изменении других параметров первичной структуры
с изменением величины эвтектического и аустенитного зерна,
в том числе величины, формы, распределения и количества гра-
фита, которое оказывает большое влияние на механические свойства
чугуна. Так, например, можно уверенно утверждать, что с измель-
чением пластинчатого графита повышаются не только прочность,
но и пластичность серого чугуна, хотя следует иметь в виду, что
при образовании графита междендритной ориентации механиче-
ские свойства серого чугуна обычно понижаются, несмотря на
уменьшение размеров графитных выделений, что связано с укруп-
нением первичного зерна и образованием феррита:

Длина выделений графита в мк	500—250	125—80	80—40	25—10 (меж- дендрптный)
11 кГ/мм2	35,4	40,8	16,2	41,3
/зоо В	3,3	3,8	4,2	3,3 	

Примерно так же действует уменьшение количества графита, что
справедливо не только для серого, но и для ковкого чугуна:
296
Свойства	Серый чугун		Ковкий чугун		
	Количество графита в %				
	3.25	2,35	2.78	2,33	2.11
ав в /зоо в ЛЛ< д в %	35,4 4,0	47,6 4,0	33,2  8,5	36,8  12,1	37,2  14,5

Однако в противоположность пластинчатому графиту укруп-
нение углерода отжига не является отрицательным фактором и
даже повышает механические свойства ковкого чугуна, особенно
его пластичность, что, по-видимому, объясняется меньшим зна-
чением

Количество выделений уг> лерода отжига в 1 лгя’	40 686	28 456	135	30
ав в кГ/мм2	36,0	36,7	35,0	37,8
6 в %	16.5	11,9	21.7	21,3
Я’ В %	14,2	9.7	19.4	20,8

Наименьшее же влияние на механические свойства чугуна ока-
зывают количество и величина выделений шаровидного графита,
характеризующегося наиболее правильной, даже идеальной фор-
мой; при этом размеры графита не оказывают большого влия-
ния, так как с их уменьшением улучшается его форма, ио
увеличивается значение ао.

Таким образом, можно прийти к общему заключению, что
прочностные и пластические свойства чугуна зависят как от ха-
рактера графита, так и от структуры матрицы; следовательно,
их можно выразить как функции модуля упругости и твердости
чугуна:

(Прочность) -	(III. 21)

(Пластичность) = KMEc0HB~d,	(III. 22)

где Кпр и КпА — коэффициенты пропорциональности;

а, Ь, с, d — показатели степени, характеризующие относи-
тельную зависимость прочности и пластичности
от модуля упругости (графита) и твердости
(матрицы) и меняющиеся в зависимости от типа
нагружения.

Из приведенных выражений ясно, что прочность возрастает
с увеличением модуля упругости и твердости, пластичность же
возрастает с увеличением модуля упругости, но понижается с уве-
личением твердости. Исходя из (III. 21) и (III. 22), следует,
297
очевидно, считать необоснованными зависимости прочности и пла-
стичности от одного какого-либо свойства (Ео или НВ). Действи-
тельно, как видно из рис. 184, разные исследователи различно оце-
нивают зависимость предела прочности при растяжении от твер-
дости, что объясняется разным количеством и разной величиной
графитных выделений в чугунах. Особенно резко это проявляется

Рис. 184. Соотношение между прочностью (о0)
и твердостью (НВ) серого (/), ферритного
ковкого (2), перлитного ковкого (3) и вы-
сокопрочного (4) чугунов

на сером чугуне, где гра-
фит оказывает наибольшее
влияние иа прочностные
свойства. В этом случае
такая зависимость не мо-
жет быть установлена еще
и потому, что природа ука-
занных свойств различна:
твердость определяет соп-
ротивление пластическим
деформациям, а предел
прочности при растяже-
нии серого чугуна —
сопротивление отрыву. По
этой же причине некото-
рые рекомендуемые в ли-
тературе для серого чу-
гуна формулы подобного
рода дают совершенно не-
вероятные результаты при
применении вшироком диа-
пазоне значений свойств.

Например, формула

- 0,24 НВ — 26

(II 1.23)

дает отрицательное значение при НВ 100. Такие зависимости не
приемлемы также для ковкого чугуна, прочность которого сильно
зависит от количества углерода отжига при одной и той же
ферритной структуре, а значит, практически при одной и той
же твердости (рис. 184). Лучшая корреляция между этими
свойствами получается на высокопрочном чугуне (рис. 184), где
количество графита при правильной шаровидной форме оказы-
вает на прочность сравнительно небольшое влияние. Однако и
в этом случае разброс значений твердости при одной и той же
прочности слишком велик, чтобы можно было говорить о какой-
то однозначной зависимости. Более обоснованными являются
зависимости между пределом прочности при сжатии и твердо-
стью, например:

о, = 0,75 НВ — 57.	(III. 23а)

Но и эта зависимость не отличается достаточно хорошей корреля-
цией так как сопротивление сжатию зависит от графита в гораздо
298
большей степени, чем твердость. Однако ни в этом случае, ни тем
более, при определении предела прочности при растяжении не
может быть также однозначной связи с одним только модулем
упругости, так как кроме графита большое значение имеет струк-
тура металлической основы чугуна. Очевидно, что такая зависи-
мость может быть более или менее справедливой лишь при одной
и той же структуре матрицы. Только в этом случае, следовательно,

и возможна взаимосвязь между прочностью и зависимыми от мо-
дуля упругости свойствами [418], например, резонансной часто-
той чугунных отливок (рис. 185). Общей и наиболее правильной
является зависимость (III. 21),
которая в упрощенном виде
обычно представляется

ав - KEqHB, (III. 24)

Вследствие этого упроще-
нияточностьформулы несколько
снижается и коэффициент про-
порциональности становится
зависимым от типа чугуна, воз-
растая с повышением его
свойств

Резонансная частота, цикл/сек

Рис. 185. Соотношение между резо-
нансной частотой и прочностью: СЧ—
серый чугун; ВЧ — высокопрочный
чугун

Чугун	Д', ю*

Серый низких марок . . 8,5—10
» высоких марок. 10 — 12,5

Ковкий............15—16

Высокопрочный . . . 16—17

Таким образом, коэффициент К является в некотором роде
показателем качества чугуна, так как с его увеличением проч-
ность возрастает даже при неизменных значениях Ео и НВ. Так,
например, показано [281 ], что значение К возрастает с размель-
чением эвтектического зерна, в то время как Ео и НВ остаются при
этом без изменения. Однако следует иметь в виду, что зависимость
(III. 24) справедлива только в определенных пределах твердости.
Например, в случае перехода к мартенситной структуре твердость
повышается, а прочность понижается. То же имеет место при обра-
зовании большого количества свободных карбидов. В связи с этим
прочность отбеленного чугуна возрастает только при увеличении
твердости до НВ 240—340 (в зависимости от структуры), с дальней-
шим же увеличением твердости прочность уменьшается [16].

Зависимость пластичности от модуля упругости и твердости
в общем виде представляется формулой (III. 22). Для серого чу-
гуна экспериментальные данные приведены на рис. 186 [429]
и описываются уравнением

(III. 25)
Для ковкого и высокопрочного чугуна коэффициент пропор-
циональности возрастает до (10-ь50) • 10~3 при значениях удлине-
ния от 2 до 20%. Сопоставляя (III. 21) и (III. 22) или (III. 24) и
(III. 25), можно выразить соответственно в общем (III. 26) или
частном (III. 27) виде весьма важную и принципиальную зависи-
мость между прочностью и пластичностью чугуна, характеризую-
щую его качество:

с	be \ ad

(Пластичность) -- К (Про<“^|-а - К, —Еа " -±-;(111. 26)
НВ а	(Прочность) ь

aI,26	F2’56

6	„р.- -	(111-27)

Анализ этих уравнений показывает, что пластичность чугуна,
в противоположность стали, может понижаться или, наоборот,

Рис. 186. Зависимость удлине-
ния серого чугуна от отноше-
ния £0 : НВ, для бруска диа-
метром 30 мм

возрастать с увеличением прочности:
все зависит от того, за счет чего по-
вышается прочность. Если это проис-
ходит за счет блокирования плоскос-
тей скольжения, в частности за счет
увеличения количества или размель-
чения перлита, то пластичность
уменьшается. Если увеличение проч-
ности происходит за счет улучшения
формы или уменьшения количества
включений графита, то увеличивает-
ся модуль упругости и пластичность

повышается одновременно с прочно-
стью. Поэтому между прочностью и
пластичностью не может быть одно-
значной связи, как это и подтверж-
дается характером областей рис. 187

для серого, ковкого и высокопрочного чугунов. При этом
анализ области ковкого чугуна (и подобно ему других чугу-
нов) показывает, что при одной и той же структуре матрицы
(например, ферритной; на рис. 187, а заштрихована) удлинение

возрастает с повышением прочности, как это следует из данных
ГОСТа (табл. 14).* При изменении же только матрицы без сущест-

* Действующие в настоящее время ГОСТы должны быть пересмотрены,
так как нормы их ниже как ряда зарубежных стандартов, так и уровня,
достигнутого на отечественных заводах, и поэтому тормозят развитие и прогресс
чугунного литья. В наибольшей степени это относится к высокопрочному чугуну,
для которого уже сейчас возможно, например, установление следующих марок
(см. стр. 301).
венного изменения количества и формы графита, как это показано
стрелкой на рис. 187, а, удлинение надаете повышением прочности,
как у стали. В этом характерная и важнейшая особенность ме-
ханических свойств чугуна, которую следует учитывать не только
в теории, но и на практике, так как она дает ключ к пониманию
природы чугуна и позволяет произвольно повышать или пони-
жать то или иное механическое свойство путем воздействия на

Рис. J87. Диаграмма зависи-
мости ad—6: а — для серого и
ковкого чугунов; б — для вы-
сокопрочного чугуна

основную металлическую массу или на количество и форму гра-
фита. Так, например, для анализа свойств чугуна можно исполь-
зовать отношение f°u , пропорциональное, как видно из (III. 6),
_________ /У пр

в кГ/мм*	°0,2 11 к! ‘ л,м*	6 в %	1 ив  1	ан в кГ*м/см* (без надреза)
38	25	20	140—170	10—20
50	ЗБ	12	170—210	7—14
60	42	7	200-250	5-10
70	48	4	220—270	4-8
80	55	2	240—300	3-6
100	70	2	290—380	2-4

На основе исследований в Институте проблем литья М. В. Волощенко
рекомендует даже марки ВЧ 110-6-5 и ВЧ 120-4-3 (первые цифры означают
вторые — б, третьи — ан).
Марки чугунов по советским ГОСТам
и регламентируемые ими свойства (не менее)

Таблица 14

Марки чугуна	Ов в кГ/мм2	% в Q	ХЖЯГ/JX fl nD 1	х а? в>  о	X ае Л  © «0	ас в кГ/мм2 j 	i	I ан (20x 20 лл без надреза) в кГ-м/см2	НВ
		Серый чугун (ГОСТ 1412-				-54)		
СЧ 00	—	-—•	—	—	—	—	—	—
СЧ 12-28	12	—	28	6	2	50	—	143—229
СЧ 15-32	15	—	32	8	2,5	65	—	163—229
СЧ 18-36	18	—	36	8	2,5	70	—	170—229
СЧ 21-40	21	—	40	9	3	75	—	170—241
СЧ 24-44	24	—	44	9	3	85	—	170—241
СЧ 28-48	28	—	48	9	3	100	—	170—241
СЧ 32-52	32	—	52	9	3	НО	—	197—248
СЧ 35-56	35	—	56	9	3	120	—	197—248
СЧ 38-60	38	—	60	9	3	130	—	207—262
	Высокопрочный чугун (ГОСТ 7293—54)							
		а) без термообработки						
ВЧ 45-0	|	1 45 |	1 — 1	1 — 1	1 — 1		1 - 1	- 1	187—255
		б) перлитные чугуны						
ВЧ 50-1.5	|	1 50 1	1 1151	- 1				' 1,5 1	1 187—255
ВЧ 60-2	1 60 1	2,0 1	1 - 1				1 1.5 1	197—269
		в) ферритные ’			чугуны			
ВЧ 45-5	1 45	1 5101			-- i	- 1	2.0 I	170—287
ВЧ 40-10	1 40	1 10,0 1			1 - 1	1 - 1	3,0	[ 156—197
		Ковкий чугун (ГОСТ 1215—59)						
		а) ферритные чугуны						
КЧ 30-6	30	6	—	- -	—	—	—	до 163
КЧ 33-8	33	8	—	—	—	—	—	» 163
[ КЧ 35-10	35	10	—	—	—	—	—	» 163
1 КЧ 37-12	37	12	—	—	—	—	—	> 163
		б) перлитные чугуны						
КЧ 45-6	45	6	—	1	— 1	—	—	—	до 241
КЧ 50-4	50	4	—	—	—	—	—	> 241
КЧ 56-4	56	4	—	—	—	—	—	» 269
КЧ 60-3	60	3	—	—	—	—	—	> 269
КЧ 60-2	60	2	i	—	—	—	—	> 269
Модулю упругости. Из предыдущего Ясно, что это отношение харак-
теризует почти исключительно количество и форму графита, а не
основную массу чугуна. Чем больше это отношение, тем более
благоприятна форма графита. Например, чугуну с крупным гра-
фитом соответствует -^-<3,3;*с мелким графитом--------

= 3,3-ь5,5; со структурно-свободными карбидами — -^->5,5.
На этом основании, очевидно, легко возможен анализ причин
высокой или низкой прочности серого чугуна. Так, высокое от-

ношение при низком значении сгы показывает, что причиной
/воо

малой прочности чугуна является его основная масса. При ма-

лом же значении причиной пониженной прочности является
/воо

неблагоприятная форма графита.

Большое теоретическое и практическое значение имеет вопрос

соотношения между различными показателями прочности и пла-
стичности, что дает возможность по результатам одного испытания
судить о других характеристиках механических свойств соответст-
венно тому напряженному состоянию, которое возникает во время
службы детали. Эти соотношения (табл. 15), по предложению
И. А. Одинга называемые коэффициентами эквивалентности, ока-
зываются особенно сложными для чугуна, свойства которого в раз-
личной степени зависят от его основной массы, формы и количе-
ства графита и неоднородности структуры.

Таблица £5

Соотношение между показателями статических механических свойств
разных чугунов при различных способах нагружения

Коэффи- циенты эквива- лентности	Основные марки серого чугуна				Ковкий чугун		В ысокопрочный чугун	
	СЧ 12-28	СЧ 21-40	СЧ 28-48	СЧ 38-60	феррит- ный	перлит- ный	феррит- ный	перлит- ный
ао.2 :	0,8-0,95	0,8—0,95	0,8-0,95	0,8-0,95	0,65—0,7(0,68—0,75		0,65—0.75	0,7—0,85
	4.0-4,5	3.3—4,9	3.0 -4.0	2.2—3,5	—	-3	—	-3
аи : ав	2,2—3,4	2,0-2,2	1.6-1,8	1,6-1.7	—	1,6-2,2	—	1.6—2,2
°кл : °в	0,7-0,75	0,75—0,80	0,8-0,9	0.9 -0.95	0.9-1.2	1.0-1.3	0.9—1.2	1.0—1,3
хср : °d	1,6-1,4	1,5-1.3	1.1-1,2	1.2-1.5	0.8—0.9	0.8-0.9	0.8—0.9	0,8—0,9
	1,8-1,5	1,6-1,4	1.5-1,3	1,3-1.2	1.0-1,1	1,0-1.1	1.0—1.1	1.0—1.1
ф : б	—	—	—	—	1,0-1.2	1.0-1.2	—	—
у : б	~10	~10	-10	-10	3-6	3-6	3-6	3-6

* С целью упрощения здесь вместо упругой части прогиба (fynp) берется
общий прогиб (/), что, конечно, отражается на точности метода.

3113
Из данных таблицы можно видеть, что чугун, особенно перлит-
ный, характеризуется высоким отношением предела текучести
к пределу прочности (о0,г • <М> что составляет немаловажное его
преимущество как конструкционного материала. Другое весьма
ценное конструкционное свойство чугуна — это его высокая проч-
ность при сжатии, вследствие чего чугун наиболее выгодно при-
менять в таком напряженном состоянии. Соответствующий коэф-
фициент эквивалентности сгс : ов, как видно из табл. 15, колеблется
в больших пределах (2,2—4,5), и тем больше, чем ниже марка
чугуна. Указанное объясняется тем, что графит не влияет на сопро-
тивление сжатию столь отрицательно, как на сопротивление рас-
тяжению.

Большим преимуществом чугуна как конструкционного мате-
риала является также его высокий коэффициент эквивалентности
при изгибе (1,6—2,4), который увеличивается с понижением проч-
ности, что требует специального анализа. В отличие от растяжения
и сжатия изгиб характеризуется неравномерным распределением
напряжений по сечению — от нуля в нейтральной плоскости до
максимума в наиболее удаленных от нее поверхностях. Вследствие
равновесия суммы действующих по сечению бруска сил и моментов
всегда равны нулю. При этом часть сечения (например, над ней-
тральной плоскостью) растянута, другая (под нейтральной плос-
костью) — сжата. Существование при изгибе растягивающих и
сжимающих напряжений привело к мнению, что характерис-
тики прочности при изгибе (например, предел прочности ви)
должны занимать среднее место между соответствующими ха-
рактеристиками растяжения и сжатия. Хотя последнее поло-
жение практически правильно и ос > ви > ов, указанная теоре-
тическая предпосылка неверна.

Ответственными за разрушение при изгибе всегда являются
наиболее напряженные растянутые волокна в выпуклой части
бруска. Образование в них трещин перемещает максимум сг^,,,
к следующим волокнам, и трещина, таким образом, постепенно
увеличивается и распространяется на все сечение. Поэтому раз-
рушение при изгибе по своей природе является разрушением от
растягивающих напряжений и вовсе не определяется сжимаю-
щими напряжениями. Можно было бы, следовательно, ожидать,
что должно быть равно ое. Между тем, как указывалось, соот-
ветствующий коэффициент эквивалентности значительно больше
единицы. Причина этого заключается в следующем. Прежде всего
необходимо отметить, что математическое определение предела
прочности при изгибе производится на основе закона Гука, со-
гласно формуле (III. 5). Эта формула предполагает, что нейтраль-
ная ось проходит через центр тяжести и что напряжения по сече-
нию располагаются строго пропорционально расстоянию от ней-
тральной осп (по закону прямой линии). И то и другое неверно
для любого материала, в особенности для чугуна, и вызывает
304
Рис. 188. Схема поведения
чугуна при изгибе

увеличение коэффициента эквивалентности аи : crd. Представим
себе брусок в момент разрушения. Нейтральная его плоскость
остается без деформаций и напряжений. По мере удаления от нее
(рис. 188, точка О) деформации увеличиваются и в крайних волок-
нах (на расстоянии /?) достигают значения е. Если бы напряжения
при этом были строго пропорциональны деформациям, то они
располагались бы по прямой ОА и в наружном волокне (Л) в мо-
мент разрыва возникли бы напряжения соответственно пределу
прочности при растяжении ав. Однако на самом деле деформации
располагаются по какой-то кривой ON А, и поэтому каждому рас-
стоянию х от нейтральной оси соответствует некоторое напряжение,
большее, чем при прямолинейном рас-
пределении деформаций (ок > о).
Вследствие этого сумма моментов всех
сил, действующих в сечении, оказывает-
ся больше, и определяемый предел
прочности при изгибе, согласно фор-
муле (III. 5), фиктивно увеличивается.

Другая причина неравенства
лежит в перемещении нейтральной оси
в сторону сжатой части, которое возрас-
тает с нагрузкой и достигает примерно
8—10% от высоты бруска. Это объяс-
няется тем, что для сохранения равно-

весия моменты сил, действующие в рас-
тянутой и сжатой частях, должны быть
равны, что при условии > Ер может

иметь место только в случае переме-

щения нейтральной оси к сжатой части. Это приводит к повышению
высоты Л и момента сопротивления W растянутой части сечения,
а значит и к увеличению момента действующих сил. Поэтому пере-
мещение нейтральной оси вызывает дальнейшее фиктивное повы-
шение предела прочности при изгибе. Наконец, неравномерность
распределения напряжений при изгибе и понижение их значений
в близлежащих к нейтральной оси волокнах уменьшают объемную
напряженность и действие графита как надреза. Поэтому сопро-
тивление разрушению при изгибе повышается не только фиктивно
(по ранее указанным двум причинам), но и в действительности,
и характер зависимости	от основной массы и графита от-

личается несколько от подобной зависимости при растяжении.
Значение коэффициента эквивалентности при изгибе (аи : ав) за-
висит, таким образом, от формы кривой пластических деформа-
ций (ON А) и количества и формы графита в чугуне.

Таким образом, расчеты но стандартной формуле дают фиктив-
ные значения напряжений при изгибе. Истинные же напряжения,
рассчитанные по экспериментально определенным деформациям,
значительно меньше и близки к напряжениям при растяжении.

20 Н. Г. Гиршович 707

305
Используя теорию упруго-пластического состояния, можно
показать, что истинный момент, действующий в сечении, соста-
вляет 1462]

мскор 4(3-2“) Мрасч(3-2а), (111.28)

где МсКор — скорректированный момент действующих сил;

Мрасч — расчетный момент по закону Гука;

[J — момент инерции бруска;

й — высота бруска;

а — отношение части сечения, находящейся в чисто упру-
гом состоянии по всему сечению.

Из этого следует, что скорректированное напряжение при
изгибе

(П1-29)

или, принимая приближенно а ~= получим:

Экспериментальная проверка этой формулы показала, что
вСКор довольно близко к реальному экспериментально измерен-
ному напряжению. Что касается стрелы прогиба, то, как видно
из табл. 14, она растет с прочностью чугуна и согласно 123 ] может
быть выражена

/600	0,24od — Злмг.	(III. 30)

Однако, как уже указывалось, стрела прогиба только в самом
грубом приближении определяет пластичность чугуна. Значи-
тельно характерней в этом отношении угол загиба, определение
которого вводится иногда в технические условия для оценки пла-
стичности ковкого и высокопрочного чугунов. Так, например,
для отливок из высокопрочного чугуна, работающих при высоком
давлении (до 40 ат) и повышенной температуре (до 400° С) обу-
словлены за рубежом следующие нормы:

а{{	в кГ/мм2....................................4()

2 в кГ/мм2 . . . .	.....................28

6 в	%...........................................12

ан в к Г -м/см2\

без надреза...................... 6

с надрезом............................... ...	2

Угол загиба в град.......................... .	. 90
В некоторых случаях прочность чугуна проверяется методом
давления в клиньях (ГОСТ 2861—45). Этот метод особенно полезен
при испытании тонкостенных отливок, из которых невозможно
изготовить образец для испытания на растяжение или изгиб. По-
лучаемая при этом методе прочность (аК4) серого чугуна несколько
меньше предела прочности при растяжении (табл. 15). В ковком же
и высокопрочном чугуне коэффициент эквивалентности оКА :
близок или даже несколько больше единицы.

Анализируя далее данные табл. 15, можно видеть, что предел
прочности при срезе серого чугуна несколько больше, чем при
растяжении, что вполне естественно, так как сопротивление от-
рыву достигается в этом случае раньше, чем сопротивление срезу.
В пластичных же чугунах, разрушение которых при растяжении
происходит от касательных напряжений, коэффициент эквивалент-
ности хср : сгв, как и надо было ожидать, наоборот, близок или
несколько меньше единицы. Прн кручении же распределение на-
пряжений неравномерно по сечению подобно тому, что имеет место
при изгибе. Поэтому коэффициент эквивалентности хкр : ов
больше, чем при срезе, и понижается с улучшением формы гра-
фита и с повышением марки чугуна (табл. 15), оставаясь несколько
больше единицы даже в чугунах с высокой пластичностью.

Что касается коэффициентов эквивалентности пластичности, то,
как видно из табл. 15, сужение поперечного сечения весьма близко
или только немного превосходит по величине удлинение (ф : Ъ ~
1,0: 1,2), что объясняется малым развитием местной дефор-
мации. Соотношение же относительного удлинения при кручении
и удлинения при растяжении (у : 6) очень велико; оно значительно
больше теоретического, которое в соответствии с третьей теорией
прочности должно быть у 26. Это соотношение тем больше, чем
крупнее и острее выделения графита, так как надрезы более ин-
тенсивно влияют на 6, чем на у.

50.	Ударная вязкость

Вне зависимости от способа определения, будь то прн стати-
ческой или динамической нагрузке, вязкость во всех случаях
измеряется произведенной работой. При статических методах ис-
пытания произведенная работа может быть определена как в упру-
гом интервале, так и при разрушении. При этом величина работы
в области упругих деформаций представляет интерес потому, что
детали обычно не нагружаются выше этого предела. Принимая
прямолинейное изменение упругих деформаций (по закону Гука),
можно с достаточной степенью точности определить максималь-
ную удельную работу упругих деформаций при помощи выра-
жения [420]

_ о2
аупр. макс	»
где MQKc— максимальная удельная (на ед. объема) работа
упругих деформаций, равная площади треуголь-
ника под соответствующей кривой деформаций;

ст — предел упругости, пропорциональности или те-
кучести;

F и I — сечение и длина образца.

Значение этой характеристики, которую можно назвать также
удельной упругой работоспособностью материала, составляет по
данным Н. Т. Санникова [491 3,2 кГ • см!см3 для высокопрочного
чугуна против 1,44 для Ст. 5. Такое преимущество чугуна перед
сталью является следствием меньшего значения Ео и большего
значения ст у высокопрочного чугуна. Результаты сравнения чу-
гуна и стали изменятся, конечно, если сопоставить удельную
работу их разрушения и, следовательно, всю площадь под кривой
«напряжение — деформация»:

п  К * У,Р	-- К ~в ( -I__ШТ 32Т

амикс К	2FI	^ '2 \/Го 100/’	'

где К — коэффициент, характеризующий кривизну кривой де-
формации (сопоставляя треугольник с четвертью окружности,

можно видеть, что 1,6 > К > 1,0).

Принимая среднее значение К 1,3, можно сопоставить рабо-
тоспособность разных материалов по приводимым ниже значе-
ниям ударной вязкости анмакс в кГ • см!см3:

Сталь 25Л......................................550

СЧ 21-40.......................................14

КЧ 35-10 ..................................... 240

ЦЧ 60-2........................................90

ВЧ 40-10 ..................................... 260

ВЧ 60-2 . .	.......... . . 90

Эту работоспособность можно, конечно, определить и при дру-
гих методах испытания, в частности при изгибе, что весьма целе-
сообразно для серого чугуна. Во всех этих случаях главное зна-
чение приобретает пластичность материала, и все преимущества
оказываются поэтому на стороне сплавов с наибольшей пластич-
ностью. Высокие свойства в этом отношении гарантируют от раз-
рушения в условиях случайных больших ударных нагрузок.
О том же можно судить по величине ударной вязкости, определяе-
мой однократным или многократным приложением нагрузки. Не-
смотря на всю условность этих характеристик и малую примени-
мость их в конкретных расчетах, испытания эти, особенно одно-
кратным приложением нагрузки, получили широкое распростра-
нение и для высокопрочного чугуна обусловлены даже ГОСТом
(табл. 14) и зарубежными стандартами.

Однако, пользуясь характеристикой ударной вязкости, сле-
дует иметь в виду, что она в сильной степени зависит от масштаб-
308
ного фактора (размеров и формы образца), наличия и типа надреза,
температуры, мощности копра, скорости удара и т. п. 1466]. По-
этому сопоставление ударной вязкости разных сплавов возможно
только при самом строгом соблюдении всех условий испытания.
Основной целью при этом является определение сравнительной
склонности к хрупкому разрушению, т. е. к переходу в хрупкое
состояние. В наилучшей степени, как уже указывалось, это воз-
можно путем проведения серийных испытаний с постепенным уси-
лением какого-либо фактора, способствующего разрушению от

отрыва. Чаще всего для этой
цели пользуются снижением
температуры. При этом выяв-
ляется не только величина удар-
ной вязкости при нормальной
температуре, но и критическая
температура перехода из вяз-
кого состояния в хрупкое (по-
рог хрупкости), значения удар-
ной вязкости в вязком и хруп-
ком состояниях, а также темпе-
ратурный запас вязкости, ко-
торый согласно Н. Н. Дави-
дсикову, определяется как от-
ношение

а ...	, (III. 33)

/ о

где То — абсолютная рабочая

Рис. 189. Влияние температуры и над-
реза па ударную вязкость высокопроч-
ного чугуна

температура;

Ткр — температурный порог хрупкости (верхний, нижний или
средний).

Таким образом, понижение Ткр увеличивает безопасность ра-
боты отливки и, следовательно, характеризует более высокие свой-
ства сплава. Па рис. 189 1444] в качестве примера представлено
влияние температуры и надреза на ударную вязкость высокопроч-
ного чугуна. Видно, что в известных пределах температура не
оказывает большого влияния пи в чисто вязком, ни в чисто хруп-
ком состоянии,* по резко понижает ударную вязкость в переход-
ном интервале. Влияние надреза сказывается в этом периоде также
в максимальной степени. Как видно из рис. 189, надрез не только
снижает максимальную ударную вязкость (в вязком состоянии),
но и передвигает вправо (в сторону более высоких температур)
всю кривую температурной зависимости ударной вязкости. Вслед-
ствие этого соотношение между свойствами образцов без надреза

* При дальнейшем повышении и понижении температуры ударная вязкость
уменьшается вследствие соответствующего падения прочности или пластичности.

зон
и с надрезом находится в зависимости от состояния материала,
в частности от температуры испытания, и проходит через максимум,
соответствующий положению (температуре), при котором образец
с надрезом находится в хрупком состоянии, а образец без над-
реза — в вязком состоянии.

Таким образом, надрез оказывает большое влияние на поведе-
ние чугуна при ударных нагрузках, и в связи с этим возникает
вопрос, какому образцу отдать предпочтение. В пользу образцов
без надреза приводятся обычно два соображения: более высокое
значение ударной вязкости и лучшая оценка свойств материала,
поскольку разрушение не фиксируется в определенном месте се-
чения, а охватывая определенный объем металла, может прои-
зойти в наиболее слабом сечении, что лучше оценивает литой ма-
териал с его неравномерно распределенными по объему пороками.
В пользу же образцов с надрезом высказываются соображения
□ большей чувствительности их к факторам, способствующим хруп-
кому разрушению, и о возможности сопоставления ударной вяз-
кости чугуна и других конструкционных материалов, в частности
стали, так как последние испытываются исключительно на образ-
цах с надрезом. Поэтому целесообразно, когда это возможно, про-
изводить испытания обоими методами, помня, однако, что полу-
чаемые при этом результаты не всегда пропорциональны. В слу-
чае же, когда нужно выбирать один метод, предпочтение должно
быть отдано образцам без надреза для малопластичных чугунов *
и с надрезом — для высокопластичных. В обоих случаях оценка
ударной вязкости производится затраченной энергией на единицу
сечения (ан в кГ-м/см2), хотя по существу энергию эту воспри-
нимает какой-то объем образца, вследствие чего в некоторых стра-
нах (Англия, США) ударная вязкость оценивается абсолютной
работой разрушения образца (А„ в кГ-м).

С характером разрушения тесно связан и вид излома пластич-
ных чугунов. Вязкое разрушение, происходящее по зернам, со-
провождается обычно темным изломом, хрупкое — светлым из-
ломом образцов (рис. 190). В тех же случаях, когда излом носит
комбинированный характер (частично вязкий, частично хрупкий),
в нем имеются как темные, так и светлые места. Таким образом,
по характеру излома можно в известной степени судить об ударной
вязкости чугуна. Однако удовлетворительное соответствие при
этом получается только на образцах с надрезом. Оценка ударной
вязкости может быть в этом случае приближенно сделана по при-
нятой балльной системе.

* Международная комиссия по методам испытания чугуна рекомендовала
круглый образец диаметром 20 мм, длиной 120 ± 2 мм, выточенный из круглой
заготовки диаметром 30 мм, длиной 150 мм. При этом кроме ударной вязкости
определяется модуль удара (V — объем образца, Ан — абсолютная величина
работы разрушения).

ЗИ
Характеризуя связь между разными свойствами чугуна, еле-,
дуст указать, что ударная вязкость ковкого и высокопрочного
чугунов паилучшпм образом согласуется с их пластичностью. *

ного чугуна в зависимости от температуры испытания и содержания
кремния и фосфора в чугуне

В связи с этим наблюдается хорошая корреляция между -зна-
чениями ударной вязкости этих чугунов и их твердостью
(рис. 191, а). На сером же чугуне влияние твердости (при одном

Рис. 191. Зависимое! I. ударной вязкое!и (а) и сопротивления много-
кратным ударам (б) разных чугунов от прочности и твердости

и том же графите) практически незаметно. Таким образом, струк-
тура матрицы оказывает четкое влияние только в пластичных чу-
гунах: чем больше количество перлита в их структуре, тем ниже

* По данным [4451 эта зависимость может быть выражена:

ан (без надреза) - А' (пв (т0,2)	,

где К = Зч-5 в зависимости от состава чугуна.
ударная вязкость и выше порог хрупкости. Указанное хорошо
иллюстрируется данными по высокопрочному чугуну, приведен-
ными на рис. 192 [3201.

Еще ярче проявляется влияние графита, особенно его формы.
Поэтому, как видно из рис. 191, а, ударная вязкость ковкого и
высокопрочного чугуна значительно выше, чем серого,* однако
эта разница уменьшается по мере увеличения твердости чугуна
вследствие понижения ударной вязкости. Из этого следует, что
преимущества шаровидных и компактных форм графита про-
являются главным образом при ферритной структуре. Ударная
вязкость этих чугунов тем выше, чем меньше количество графита:

Марка ковкого чугуна	кч зо-б	КЧ 33-8	КЧ 35-10	КЧ 37-12
сгр в %	2,5—2,8	2,3—2,7	2,2-2,6	2,0—2,5
ан в к Г -я/см2  		•		1,2-1.6	1,3-1,8	1.4—2,0	1,6-2,2

Измельчение же графита не только не увеличивает, а наоборот,
уменьшает ударную вязкость.ковкого (и высокопрочного) чугуна,
а по некоторым данным [4461 понижает порог хрупкости. Таким
образом, величина выделений углерода отжига действует на удар-
ную вязкость так же, как и на удлинение.

Благоприятное влияние на ударную вязкость пластичных чу-
гунов оказывают также и более топкие структурные факторы:
измельчение зерна феррита и увеличение чистоты границ зерен.
С последним фактором связана отпускная хрупкость ковкого, вы-
сокопрочного и даже серого чугуна, которую А. Витмозер [601
предложил называть «ферритной хрупкостью», так как она обра-
зуется после ферритного отжига (а не закалки) и последующей
выдержки при 400—500° С или при новом нагреве до этих темпе-
ратур с последующим быстрым охлаждением. При этом вязкость
часто понижается без изменения пластичности. Наиболее
вероятной причиной отпускной (ферритной) хрупкости раньше
считали выделение некоторых фаз (карбидов, фосфидов, нитридов)
по границам зерен и мозаичных блоков. В настоящее время мнения
все больше склоняются к тому, что причиной резкого снижения
вязкости при отпускной (ферритной) хрупкости является химиче-
ская микронеоднородность по кремнию, фосфору, азоту, что вы-

* Большая ударная вязкость ковкого чугуна по сравнению с высокопрочным,
несмотря на менее совершенную форму графита, объясняется составом металла
(меньшим содержанием кремния). При одинаковом химическом составе чугун
с шаровидным графитом характеризуется большей ударной вязкостью.
Рис. 192. Влияние температуры на ударную вязкость высокопрочного чугуна при разном количестве
перлита в структуре (а, б) й влияние перлита в вязком (в) и хрупком (г) состояниях на положение
температур порогов хрупкости (д)
зывает межкристаллитное разрушение.* При этом излом приобре-
тает белый цвет, что объясняет название этого явления в ковком
чугуне («белый излом»). Все факторы, понижающие ударную вяз-
кость чугуна и повышающие его температурный порог хрупкости,
обычно способствуют развитию отпускной хрупкости.

Что касается усталостной вязкости или усталостного удара,
определяемого при многократном приложении нагрузки, то это
свойство определяется либо числом ударов NK, либо возрастающей
высотой падения бабы Нк, либо потраченной энергией ак кГ-м/см2
до момента разрушения образца. При этом образец может либо
оставаться неподвижным, либо после каждого удара поворачи-
ваться на 90 или 180°. Это является, таким образом, циклическим
(усталостным) испытанием, что по природе отлично от испытания
однократным приложением удара. Поэтому между ударной вяз-
костью и усталостным ударом по существу нет удовлетворительной
взаимосвязи, хотя оба свойства являются функциями как проч-
ности, так и пластичности:

(ан, Кк, Нк, ак) --- Krf#'.	(III. 34)

Однако сопротивление многократным ударам, как усталостное
свойство, зависит главным образом от прочности сплава
(рис. 191, б), в то время как ударная вязкость является преиму-
щественно функцией пластичности. Это несоответствие между ука-
занными свойствами хорошо иллюстрируется данными И. О. Цы-
пина [491:

Свойств.1		Высокопрочный чугун		Серый чугун	
		ферритный	| перлитный	ферритный	перлитный
Ударная вязкость ан в кГ •м/см2		10,2	2.0	1.0	
Усталостный ак в кГ-м/см2	удар	5,5	4,7	1.2	1.6

Из этих данных ясно, что па сопротивлении многократному
удару перлитная структура не отражается столь отрицательно,
как на ударной вязкости. В ряде случаев это влияние оказывается
даже положительным.

Исследования А. Витмозера [60] показали, что затвердевающий белым
высокопрочный чугун характеризуется после отжига более низким расположе-
нием порога хрупкости. Объясняется это тем, что аустенит, образованный в ре-
зультате распада цементита, обеднен кремнием и служит пластичным остовом,
повышающим вязкость чугуна (этим подтверждается роль мпкролпквации крем-
ния). Другую рать, как показали Л. И. Леви и Э. И. Бадер |317], играет азот,
вызывающий хрупкость чугуна даже при низком содержании фосфора.
51.	Усталостная прочность

При многократном нагружении и изменении знака или вели-
чины напряжения разрушение происходит под меньшими нагруз-
ками, чем при статическом испытании, а число циклов нагружения
или «долговечность» тем больше, чем меньше напряжение. При
этом существует предельное максимальное напряжение (предел
выносливости или усталости), при котором разрушение не проис-
ходит ни при каком числе циклов (этот предел обычно определяется
па базе 10°—107 циклов). Такого рода испытания возможны в лю-
бом напряженном состоянии (растяжение — сжатие, изгиб, кру-
чение), но чаще всего — при изгибе и кручении.

Определение предела выносливости большей частью проводится
при симметричном цикле изменения напряжений, при котором
определяется так называемый предел выносливости при вибра-
ции (<г_1р при растяжении — сжатии, сг_г — при изгибе и r_t —при
кручении). В этом случае напряжения, колеблющиеся от макси-
мума (омакс) До минимума (<yKW„), равны между собой (например,
от + 10 до —10 кПмм2). При этом среднее напряжение цикла равно
нулю:

(Jcp -а-^^мин- - Q.	(III. 35)

Во всех других случаях (асимметричные циклы) средние напря-
жения имеют какие-то положительные или отрицательные зна-
чения. При этом напряжения асимметричного цикла можно пред-
ставить как сумму постоянно действующего среднего напряже-
ния cip и наложенного переменного напряжения симметричного
цикла ±сга, так что предельные максимальные и минимальные
напряжения ст* определяются

<ТК = <гср ± (Та-	(III. 36)

В частном случае, когда аер - оа, колебания напряжений про-
исходят от 0 до 2(Тд (так называемая пульсация или отнулевой
цикл о0). Напряжения в этом случае меняют только свою величину,
знак их не изменяется. Полная диаграмма асимметричных циклов
серого чугуна имеет вид, представленный на рис. 193. В данном
случае чугун имеет о„ 25 кПмм2, 92 кПмм\ —
= 8 кПмм2, сг0 15 кГ/мм2 в области растяжения и 36 кПмм2
в области сжатия. Пользуясь этой диаграммой и помещенной над
пей кривой изменения коэффициента несимметричности К —

—Пл-— , меняющего свое значение от +1,0 до —1,0, можно опре-
°макс

делить значение предела выносливости при любой амплитуде коле-
бания цикла. Пределы выносливости (сгЛ) в области сжатия зна-
чительно больше, чем в области растяжения. Поэтому полезно
создать в чугуне постоянно действующее сжимающее напряжение,
Рис. 193. Диаграмма асимметричного
цикла для серого чугуна с

- 25 кГ/мм2 при растягнвающе-сжи-
макяцнх напряжениях

чтобы при данной амплитуде колебаний цикла напряжения все
время оставались в области сжатия.

ь Достоверная теория усталостной прочности еще не создана.
Однако известно, что усталостное разрушение происходит без ви-
димой деформации, но при повторных локальных суб- и микроде-
формациях отдельных неблаго-
приятно ориентированных кри-
сталлитов. Под влиянием этих
циклических нарушений обра-
зуются микро- и макроскопи-
ческие трещины усталости, пре-
имущественно вблизи выделе-
ний графита, приводящие в
определенный момент к пол-
ному разрушению, несмотря на
то, что напряжения ни разу не
превзошли даже половины ста-
тической прочности. При этом
предел выносливости еще зна-
чительно снижается при нали-
чии надрезов. Наилучшая, хотя
иногда и нарушаемая связь
наблюдается между выносливо-
стью и пределом статической
прочности. Можно принять в
общем виде

Ок = П1(Уд С ИЛИ

т !• (III. 37)

где in и с— константы, зависящие от типа чугуна.

Из (III. 37) следует, что коэффициент эквивалентности предела
выносливости понижается с повышением статической проч-
ности сг.. Так, например:

Ои В кГ/.МЛ2	18	2G	30	40	50	70	100
серый чугун	0,55—0,52	0,50—0,46			0.45-0.43					
КОВКИЙ чугун	—	—	0,45	0.43	0.11	—	—
высокопрочный чугун	—	—	—	—	0.48—0.42	0.42—0,38	0,38—0.20
Вместе с тем коэффициент эквивалентности усталостной проч-
ности зависит также от структуры чугуна. Например, при одной
и той же статической прочности перлитная структура характери-
зуется более высоким отношением : аб, по фактически большая
прочность перлитного чугуна понижает это отношение. Это при-
водит к тому, что с повышением прочности предел выносливости
достигает максимума и затем начинает понижаться, стабилизи-
руясь для серого чугуна на значениях cr_t — 14ч-15 кПмм2 [384|.
Вообще же перлитные if бейнитные структуры характеризуются
высокой выносливостью; аустенитная, наоборот, — низким со-
противлением циклическим нагрузкам. Например, при пластинча-
том графите значения усталостной прочности характеризуются
следующим образом 1621:

	Матрица	Перлито- цементнтная	Перлитная	БсЙнитная	Аустенитная
	в кГ/мм2	40,5	43	33,5-47,5	19,8
	в кГ/мм*	28,0	12.5	13,2-16.1	7,5
		0,69	0,39	0,49—0,34	0,38

Большое влияние оказывает и форма графита, причем не только
вследствие изменения предела статической прочности, но и непо-
средственно. Так, например, как видно из ранее приведенных дан-
ных, шаровидный । рафпт даже при одной и той же прочности и
одинаковой структуре матрицы обеспечивает более высокое
отношение (t.j : art, чем хлопьевидный и тем более пластинчатый
графит. Если же учесть также повышение предела статической
прочности при шаровидном графите, то станут очевидны все
преимущества высокопрочного чугуна в условиях воздействия
циклических нагрузок. Таким образом, наилучшими в этом отно-
шении являются чугуны с перлитной или бейннтной структурой
и с шаровидным графитом.

Вместе с тем нельзя упускать из вида н некоторые весьма важ-
ные преимущества ферритной структуры: меньшая чувствитель-
ность к надрезам, более высокая сопротивляемость перегрузкам
и большая эффективность поверхностного упрочнения. Как ука-
зывалось, надрезы резко понижают предел усталости, хотя в чу-
гуне это проявляется в гораздо меньшей степени, чем в стали.
При этом эффективный коэффициент концентрации	)

понижается при ферритизация структуры и при наличии пластин-
чатого графита. И действительно, как видно из данных
И. С. Григорьева 128 I, увеличение количества феррита в структуре
высокопрочного чугуна уменьшает эффективный коэффициент кон-
центрации Ка (рис. 194), вследствие чего при ферритизация
структуры абсолютное значение предела выносливости в присут-
ствии надреза практически почти не меняется, несмотря на уве-
личение усталостной прочности гладкого образца. То же, но
в еще большей степени, проявляется при пластинчатом гра-
фите [62]:

ав в кГ/мм*	12,5	19,8	25,6	27,6	30,0	32,5  14,8	43,0
n_j в кГ/мм*	5,8	6,6	11,8	пл	13,3		12,5
O-iac кГ/лл2	5,8	6,5	11,5	9,1	11,2	13,9	16,7  1 >17
0-1 к	1,0	1,01	1,02	1,55	1,48	1,07	

Таким образом, эффективный коэффициент концентрации (Ка)
серого чугуна колеблется в пределах от 1,0 до 1,6, а высокопроч-
ного чугуна—от 1,4 до 2,0.
При этом чем больше гра-
фита и крупнее его выде-
ления, а также чем больше
феррита в структуре, тем
меньше влияние надреза,
а следовательно, и значе-
ние эффективного коэффи-
циента концентрации. По
данным И. О. Цыпина
1384 ], он может быть даже
меньше единицы при ис-
пытании образцов, выре-

Рис. 194. Влияние ферритизацни структуры
высокопрочного чугуна на усталостную проч-
ность и эффективный коэффициент концен-
трации Kff

из толстостенных

занных
отливок.

Другим преимуществом
ферритной матрицы в не-
которых условиях являет-
ся более высокая сопроти-
вляемость перегрузкам.
Известно, что большая и

длительная перегрузка чу-
гуна сверх предела выно-
сливости понижает долго-
вечность и усталостную
прочность в тем большей

степени, чем больше предварительное напряжение и число
циклов и, наоборот, усталостная прочность и долговечность

повышаются, если образец подвергнут статическим или цикли-
ческим напряжениям ниже предела выносливости. Эта реак-
ция на предварительное напряжение в сильной степени зависит
от структуры матрицы и от наличия надрезов в образце. Наличие
феррита, а также надрезов уменьшает отрицательное влияние пере-
грузки и увеличивает положительное влияние недогрузки 164].
Так, в сером чугуне 10-процентные перенапряжения над пределом
выносливости, практически не влияют на усталостную прочность
гладкого образца, в присутствии же надрезов предел выносливости
повышается примерно на 5?о при перенапряжениях до 30?о. Для
серых чугунов более высоких классов это сопротивление пере-
грузке понижается. Такое же повышение предела выносливости
наблюдается в ферритном высокопрочном чугуне при перенапря-
жениях до 1,2(7-!, в перлитных же чугунах такого благоприятного
влияния низких перегрузок не наблюдается 1281. При более зна-
чительных перенапряжениях предел выносливости понижается
даже в ферритном чугуне с шаровидным графитом, в то время как
в сером чугуне, по крайней мере средних марок, благоприятное
влияние перегрузки наблюдается даже при перлитной структуре
и при напряжениях до 1,3о_р

Положительное влияние ферритной структуры сказывается
также при недогрузках, особенно при напряжениях близких к пре-
делу выносливости (малые напряжения остаются в этом случае
без влияния). Так, например, предел выносливости высокопрочного
чугуна при предварительном напряжении недогрузки 0,96ов1 из-
менился следующим образом (ио данным Г. Гильберта):

Предел выносливости	1 lep.'lll 1II. 1 >1 С 1 руктура		Ферритная структур.!	
	без недсм рузки	с недогруз- кой	без недогрузки	с недогруз- кой
в кГ/мм-	30,3	29,5	21,0	21.0
В кГ/мм2	19,4	19,1	15,5	16,3

Следовательно, недогрузка не проявила себя в случае перлит-
ной структуры, у ферритного же чугуна предел выносливости уве-
личился при наличии надрезов, которые но существу имеются
на практике почти во всех реальных деталях, работающих признако-
переменных нагрузках. Таким образом, тренировка высокопроч-
ного чугуна с постепенным повышением напряжения от значений
несколько ниже а_х до значительно превосходящих предел выно-
сливости повышает усталостную прочность чугуна. Весьма поло-
жительно проявляется влияние недогрузки и на сером чугуне сред-
них марок (сгв = 14 кГ/мм2 и 6,5 кПмм-), Однако в серых
чугунах высоких марок это влияние мало заметно.

Наконец, третьим преимуществом ферритной структуры яв-
ляется большая эффективность поверхностного упрочнения
(высокочастотная закалка, дробеструйная обработка и обкатка ро-

ликами). И в этом случае указанное влияние проявляется особенно
интенсивно в присутствии надрезов. Как видно из рис. 195 [425],

повышение давления при обкатке роликами сначала увеличивает

предел выносливости чугуна, а затем понижает. Существенное

значение имеет также увеличение скорости подачи ролика. При
ферритной структуре это повышение достигает 100—150%, а при

Рис. 195. Влияние обкатки роликами на
предел выносливости серого (а) и высо-
копрочного (б) чугунов при наличии над-

перлитной—20 ?о для серого
чугуна и свыше 100% для
высокопрочного чугуна. По
данным И. В. Кудрявцева и
др. 1341], обкатка роликами
повышает предел выносли-
вости высокопрочного чугу-
на на 18—28%, дробеструй-
ная очистка — на 15—50 %,
высокочастотная закалка —
на 19—100% (верхние пре-
делы относятся к образцам
с надрезом, нижние — к
гладким образцам).

Таким образом, выбор оп-
тимальной структуры матри-
цы в условиях циклической
нагрузки зависит от ряда
условий. Наиболее благо-
приятной структурой чаще
всего является перлитная,
но в некоторых случаях
предпочтение следует отдать
ферритной или феррито-пер-
литной матрице.

Приведенные значения

резов

предела выносливости отно-

сятся к наиболее распростра-
ненному методу испытания —изгибу. Соотношение свойств, опре-

деленных другими методами нагружения, зависят от многих
факторов, в том числе от структуры, а значит, и от прочности
чугуна. Например, отношение пределов выносливости при кру-
чении и изгибе высокопрочного чугуна колеблется в пределах
от 1,0 до 0,6 [28] и тем ниже, чем выше прочность чугуна.
В среднем можно принять следующие соотношения <т_1р :	: т_г

[111:

Сталь................................1	:	1,4	: 0.8

Серый чугун..........................1	:	2 :	1,8

Ковкий и высокопрочный чугуны	...	1	:	1,7	: 1,5
Чугун характеризуется очень высоким отношением т_/: o_ip и,
следовательно, очень высоким значением предела выносливости
при кручении, который по абсолютной величине почти такой же,
как у стали, а у высокопрочного чугуна даже больше на 20—
60% [30].

52.	Длительная прочность и ползучесть

Механические свойства при нормальной температуре практи-
чески почти не зависят от времени,* но указанный фактор
приобретает важное значение при повышенных температурах
(для чугуна — в области температур выше 300—400° С). В этих
условиях приходится интересоваться не столько кратковременной
прочностью, сколько длительной прочностью и ползучестью, **
которые в совокупности характеризуют жаропрочность сплава.
В общем случае, как известно, изменение скорости пластических
деформаций в процессе длительной нагрузки происходит по слож-
ной кривой: сначала она уменьшается («первичная» или «пере-
ходная» стадия), потом сохраняется на постоянном уровне («вто-
ричная» или «устойчивая» стадия), а затем иногда возрастает
но времени вплоть до разрушения («третичная» стадия). Однако
во многих случаях кривая ползучести упрощается, та или иная
стадия исключается и разрушение может произойти в любом
периоде. В частности, установлено, что «третичная» стадия наблю-
дается только при увеличенном напряжении и при структурных
превращениях в процессе испытания. Существуют разные методы
иены га и и и ползучести; наиболее распространенный и близкий
к реальным условиям — изотермический метод, характеризую-
щийся постоянством температуры и напряжения и переменной
скоростью деформирования. Математическое изображение первых
двух стадий дано Андраде в следующем виде:

I = /0(1 + 0тт)ехр (йТ).	(III. 38)

Устойчивая стадия, которая обычно и кладется в основу рас-
чета конструкций, работающих при повышенных температурах,
должна быть такой, чтобы общая пластическая деформация за
время службы машины не превышала определенного значения,
например 1 ?6. При службе машины в течение 100 000 ч (около
11 лет) допустимая скорость деформации определится тогда:

100000 1V '°

при нормальной температуре оказывает, однако,
и ударную вязкость.

* Скорость деформации
влияние на предел текучести

*♦ Таким образом, металл прн повышенных температурах, а в известной
мере даже при нормальной температуре является реологическим телом, в кото-
ром происходит вязкое течение и которое наряду с упругостью обладает еще
свойствами жидкости—вязкостью даже при напряжениях ниже предела теку-
чести.

21 Н. Г. Гиршович 707	321
В менее ответственных случаях допускается до 10'4%/ч, что
составляет около 1 % в год. Скорость ползучести резко возрастает
с температурой и напряжением, причем первый фактор действует
сильнее второго. Так, например, для серого чугуна (od - 25 кГ/мм2)
определено:

Свойства при дли- тельной нагрузке	t 370е С			1 =- 500° С	Z = 540е С
а в кТ!мм*	12,5	15,6	18,7	3,0	3,0
«пл В %/ч-10‘	3,4	8,3	14,5	10	250

К тому же выводу приводят данные по длительной прочности
чугуна, представленные на рис. 196 [62 J. На основе кривых пол-

зучести можно определить предел ползучести, т. е. напряжение^
которое обусловливает допустимую по нормам скорость деформа-

Рис. 196. Влияние температуры на
длительную прочность серого чу-
гуна: простого (нижние границы)
и низколегированного (верхние
границы)

ции при заданной температуре, а
по скорости ползучести или дли-
тельной прочности нетрудно рас-
считать отливку, работающую при
повышенной температуре. При
этом важной характеристикой
сплава является также ресурс пла-
стичности ер [3331

где тсА — срок службы отливки.
Интересно, что ресурс плас-

тичности высокопрочного чугуна
возрастает во времени. Так, на-
пример, по исследованиям 13331
чугун с исходным удлинением 3%
характеризовался ресурсом пла-
стичности 4% при испытании на

ползучесть в течение 10 000 ч и 15% при испытании в те-
чение 100 000 ч. Такое увеличение пластичности во времени

в условиях ползучести, наряду с высоким сопротивлением пол-
зучести, является важным конструкционным преимуществом
этого чугуна перед сталью.

Длительная прочность и сопротивление ползучести в сильной
степени зависят от структуры и типа чугуна. Рис. 197 1621 и
198 [450] иллюстрируют преимущества шаровидного графита
и перлитной матрицы в этом отношении, причем грубопластин-
чатый перлит превосходит по сопротивлению ползучести мелко-
Рис 197. Влияние температуры и структуры матрицы на
кратковременную прочность otf. длительную прочность при
продолжительности 10, 100 и 10<)0 •/ (а|0, <JlOo, ст1000) и
предел ползучести ст,1л при скорости ползучести 0.0001%/*«
высокопрочного чугуна: а — ферритного; б — перлитного

Рис. 198. Напряжения как функция времени и величины остаточного
удлинения d/u, образующегося в перлитном высокопрочном и сером чу-
гунах при 400° С

Сплошные линии — высокопрочный чугун (Со^ = 2,95%, SI — 1,52%, Мп -
= 0,44%, S = 0,024%, Р 0,05%, Ni = 1,11%, Mg «= 0,049%, Се = 0.005%.
(% = 65 кГ/мм1, 2 - 41,5 кГ/мм* • 0 — 4,5%. НВ 271). Штриховые ли-
нии — серый чугун (Соб = 3.2%. Si = 1.58%. Мп = 0,65%. S = 0.107%. Р -
пластинчатый и тем более зернистый. По-видимому, наилучшая
корреляция наблюдается обычно между сопротивлением ползу-
чести и прочностью, однако далеко не всегда, в чем можно убедиться,
если сравнить поведение перлитных чугунов разной дисперсности.

Глава XI

ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И ДРУГИХ
ФАКТОРОВ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ЧУГУНА

На механические свойства чугуна в отливках * оказывают
влияние многочисленные металлургические и технологические
факторы: состав металла, в том числе наличие следов некоторых
элементов, жидкое состояние чугуна, скорость охлаждения, кон-
струкция отливок, термическая обработка, температура испыта-
ния или эксплуатации и др. Все эти факторы проявляют свое
влияние главным образом путем воздействия на структуру ме-
талла, принципиальное влияние которой уже было рассмотрено.

53.	Влияние химического состава

Составу чугуна принадлежит, пожалуй, важнейшая роль в оп-
ределении его механических свойств. Влияние состава, как и дру-
гих факторов, проявляется главным образом в изменении струк-
туры чугуна, однако известное значение имеет также состав фаз,
особенно твердых растворов.

Важнейшими элементами, влияющими на механические свой-
ства и на структуру чугуна, являются углерод и кремний, причем
во всех случаях, за исключением только высокопрочного чугуна,
главное и наиболее интенсивное воздействие оказывает углерод
(рис. 199). В белом чугуне это влияние обусловливается главным
образом изменением количества, а в некоторой мере и формы
выделений цементита. В связи с этим с увеличением углерода
в белом чугуне наблюдается понижение прочности и пластичности
(а также вязкости) при одновременном повышении твердости;
упругие же и квазиупругие свойства при этом не изменяются.

Значительно сложнее влияние углерода в графитизированных
чугунах, так как в этом случае оно определяется изменением
не только графита, но и структуры матрицы. Поэтому, как видно
из рис. 199, повышение содержания углерода в сером чугуне

* В настоящей главе рассматриваются главным образом механические свой-
ства конструкционного чугуна (простого и низколегированного). Механические
свойства специальных чугунов (высоколегированных) не являются определяю-
щими и краткие сведения о них сообщаются в дальнейшем.
нГ/нм*	>iRe	твердость r<8

Лремний, %

Рис. 199. Влияние углерода и кремния на механические свойства белого, серого, ферритного ковкого и ферритного вы-
сокопрочного чугунов (данные по изгибу белого чугуна получены на круглом образце 20 мм диаметром, длиной 300 мм
между опорами)
приводит в общем к уменьшению прочности, модуля упругости
и твердости и к увеличению пластичности f и циклической вяз-
кости <р. Однако следует отметить, что при низком содержании
углерода в сером чугуне наблюдается сначала некоторая анор-
мальность (повышение прочности и твердости) с увеличением
содержания углерода, что является следствием устранения меж-
дендритного графита и сопровождающего его феррита.

Указанная выше общая закономерность справедлива и для
высокопрочного чугуна в сыром состоянии, так как углерод и
здесь способствует графитизации и ферритизации матрицы. После
ферритизирующего же отжига и, следовательно, при неизменной
ферритной структуре углерод понижает все механические свойства
как высокопрочного, так и ковкого и серого чугунов, но интен-
сивность его влияния при этом различна (рис. 199): шаровидный
графит в этом отношении действует слабее, чем хлопьевидный
и пластинчатый. Однако, несмотря на имеющиеся в литературе
противоречивые мнения, можно утверждать, что повышение содер-
жания углерода в высокопрочном чугуне характеризуется все-таки
некоторым, хотя и небольшим, понижением прочностных, пластин-
чатых, упругих и вязких свойств металла, и только порог хруп-
кости имеет тенденцию к понижению, что подтверждается дан-
ными Г. Гильберта:

с В %	°е “ кГ'мм’	ао.2 в кГ;ММ*	д в %	НВ	Порог хрупкости в °C	ан в кГ-м.'см*	Е в кГ/мм*	Число включе- ний гра- фита на 1 мм*
2,67	37,4	22,5	30,7	141	31	2,38	17 700	47
2,88	36,8	22,0	30,0	137	14	2,10	17 700	46
7,05	35.0	20,5	25,0	131	; 6	1,70	17 000	96

То же, но только в более сильной степени наблюдается, как
видно из рис. 199, у ковкого чугуна. Углерод в этом случае яв-
ляется главным элементом, изменение содержания которого прак-
тически определяет механические свойства отливок.

Влияние кремния на механические свойства чугуна
(рис. 199) принципиально отлично от влияния углерода, хотя
оба элемента, по крайней мере качественно, действуют на графи-
тизацию примерно одинаково. Это различие заключается в том,
что кремний образует твердый раствор с ферритом, тем самым
повышая его прочность и твердость и понижая его плотность и вяз-
кость. Однако в белом чугуне при отсутствии графитизации и
сравнительно небольшой доле феррита в структуре влияние это
относительно невелико, хотя и определенно выражено. В графи-
тизированных же чугунах к легирующему влиянию кремния
326
добавляется еще графитизирующее, что может резко изменить те
или иные механические свойства. Например, как видно из рис. 199,
прочность серого чугуна в общем не увеличивается, а умень-
шается с повышением содержания кремния, что является след-
ствием укрупнения графита и ферритизации матрицы. Только
в малоуглеродистом и малокремнистом чугуне наблюдается сна-
чала некоторое увеличение прочности вследствие устранения
междендритного графита; в этом отношении кремний, следова-
тельно, действует подобно углероду, но в более слабой степени.
Однако при содержании сверх определенного количества кремний
уменьшает пластичность серого чугуна, что является следствием
преобладающего влияния силикоферрита, которое проявляется
несмотря на ферризацию структуры. Твердость серого чугуна
кремний изменяет в противоположном направлении, понижая ее
сначала в результате графитизации и увеличивая ее затем вслед-
ствие образования силикоферрита.

В ферритных чугунах (ковком и высокопрочном) влияние
кремния проявляется главным образом путем легирования, так
как графитизация обеспечивается термической обработкой, а форма
графита при этом изменяется мало. Поэтому, в противополож-
ность серому чугуну, здесь наблюдается более или менее моно-
тонное увеличение прочности и твердости с повышением содержа-
ния кремния, пластичность же и вязкость этих чугунов сначала
мало изменяются, что является следствием более полного завер-
шения процесса графитизации, а потом падают вследствие леги-
рования феррита. В зависимости от содержания других элементов
и условий производства чугуна таким предельным содержанием
кремния в высокопрочном чугуне является 2,5—3,5%. В сыром же
состоянии пластичность вследствие ферритизации структуры мо-
жет возрастать до еще больших значений [4571. С увеличением
содержания кремния обычно фиксируются два максимума проч-
ности: при чисто перлитной структуре вследствие устранения
свободных карбидов и при феррито-перлитной структуре, когда
прочность начинает падать вследствие образования хрупкости.
Положение этих максимумов, особенно первого, зависит от содер-
жания других элементов; в частности, чем больше содержание
углерода, тем меньше концентрация кремния, соответствующая
первому максимуму. На ударную вязкость ферритных чугунов
кремний действует отрицательно (рис. 199), но еще более резко
отрицательно он влияет на положение температурного порога
хрупкости, о чем свидетельствуют данные табл. 16 [4261.

Как и в случае графитизации, влияние углерода и кремния
на механические свойства чугуна рассматривают совместно и чаще
всего как функцию углеродного эквивалента или эвтектичности,
хотя относительное влияние этих элементов на положение эвтек-
тической точки далеко не всегда соответствует их влиянию
на механические свойства. В известной степени это допустимо
327
Таблица 16

Влияние кремния на механические свойства
ферритного и перлитного (без термообработки) высокопрочного чугуна

Состояние чугуна	Крем- ний в %	Механические свойства					
		° вв кГ /мм?	°0.2 В кГ/мм1	д в %	НВ	ан макс В КГ-М'СМ* (без над- реза)	Темпера- турный порог хруп- кости в °C
	1,50	69,0	34,6	6,0	237	2,9	50
Сырое	1,81	68,5	36,0	5,5	243	2,6	52
	2,50	65,0	40,0	3,5	253	2,5	80
	1,50	36,0	23,8	28,0	130	8,6	— 110
После отжига при 690° С	1,81	38,2	25,0	25,5	143	9,3	— 85
	2,50	42,0	29,0	26,0	152	8,7	— 60

только для серого чугуна, в котором с понижением углеродного
эквивалента (Сэ) или эвтектичности (5Э) уменьшается количество
эвтектики,.а следовательно, увеличивается остов аустенита, упроч-
няющий всю структуру. Кроме того, при этом размельчаются
выделения графита, что в совокупности имеет своим следствием
значительное повышение прочности чугуна. В литературе опубли-
ковано много формул и диаграмм, устанавливающих зависимость
между прочностью серого чугуна и его эвтектичностью, напри-
мер [54]:

о,„ = 102-82,5S, или = 100.6-80S/, (III. 39)

НВМ = 538—3553, или НВМ - 465—270S.,, (III. 40)

где <г„„ и НВзо — предел прочности и твердость по Бринелю
стандартного 30-миллиметрового образца;

- <3-0;3Tsi + P) - эвтектичность.

Приведенные формулы устанавливают не только определен-
ную, но и простую прямолинейную зависимость между эвтектич-
ностью серого чугуна и его основными механическими свойствами,
хотя в действительности зависимость эта значительно сложнее,
не говоря уже о том, что она является функцией способа выраже-
ния эвтектичности, как это видно из разных данных, представ-
ленных на рис. 200.

Однако все эти зависимости даже для серого чугуна имеют
ограниченное значение и применимы толцко для сравнительно
328
узкого диапазона химического состава, так как графитизация,
определяющая структуру чугуна, а следовательно, и его механи-
ческие свойства, вовсе не является функцией одной эвтектичности.
Углеродный эквивалент механических свойств, подобно углерод-
ному эквиваленту жидкотекучести (11.38) не может, следова-
тельно, совпадать с углеродным эквивалентом эвтектичности
(II. 37). Поэтому прочность серого чугуна даже при одной и
той же эвтектичности возврастает с уменьшением отношения С : Si.
Таким образом, уменьшение содержания углерода даже в пре-

Рис. 200. Прочность серого чугуна, как функция эвтектичности и
углеродного эквивалента в зависимости от диаметра образца и при-
менения модифицирования:

/ — модифицированный чугун: // — немодифицнрованный чугун

г

делах одной и той же эвтектичности повышает прочность серого
чугуна и, следовательно, углеродный эквивалент прочности дол-
жен быть другим, с меныним коэффициентом при кремнии (напри-
мер, С + 0,2Si или C j 0,lSi). Получение больших колебаний
прочности при одной эвтектичности дало возможность В. Паттер-
сону 154] предложить новые критерии оценки качества чугуна,
в частности, относительную прочность (ОП) или «степень зре-
лости» (Reifegrad):

0П	Оп " 100,6 - 80S,’	<"• «о

где числитель (ов) представляет действительную прочность дан-
ного чугуна, а знаменатель — теоретически рассчитанную по ве-
личине эвтектичности согласно (III. 39). Это показатель иллю-
стрирует, следовательно, насколько прочность данного чугуна
выше или ниже среднего значения, выраженного формулами
(III. 39). Таким же образом определяется и другой показатель —
относительная твердость (ОТ):

538 — 3555., ИЛИ	465 — 2705, ’ (HI. 42)

иллюстрирующий, насколько твердость данного чугуна отличается
от среднего значения, теоретически рассчитанного по формулам
(III. 40). Решая совместно уравнения (III. 39) и (III. 40), можно
определить зависимость твердости от прочности и получить другое
выражение для относительной твердости:

= 100 + 4,3<тв или	125[-3,4ав * (HI-42а)

Так как меньшая твердость при данной прочности является пока-
зателем более высокого качества чугуна (большая пластичность
и вязкость, лучшая обрабатываемость), то объединенным показа-
телем качества чугуна (ПК) является отношение относительных
значений прочности и твердости, например:

ri ts _ ОП _ пв о38— 355£э	HTI 431

//л -- от - нв •|02_82,5S *	'

Чем больше значение относительной прочности и меньше зна-
чение относительной твердости, тем выше качество чугуна. Таким
образом, эвтектичность или углеродный эквивалент не являются,
по существу, определяющими факторами для механических свойств
чугуна, но при сравнительно небольших колебаниях состава,
структуры и условий производства они все же могут быть исполь-
зованы как показатели качества металла. Судя по этим данным,
в частности по рис. 201, можно установить общую закономерность
понижения прочности и модуля упругости с увеличением угле-
родного эквивалента. Пластические же и вязкие свойства могут
при этом различно изменяться в зависимости от того, что прева-
лирует: смягчение матрицы или укрупнение графита. Поэтому
с увеличением углеродного эквивалента, как видно из рис. 201,
стрела прогиба иногда увеличивается, а иногда (главным образом
в высокоуглеродистых чугунах) — уменьшается. Интерес пред-
ставляет также то обстоятельство, что с повышением углеродного
эквивалента (или эвтектичности) повышаются неупругпе свойства
чугуна, скорость распространения звука [531 и циклическая
вязкость [460]:

Сэ в %	3,95—4,05	4,25—4,35	4,48—4,55
6ц -104 в %	60—65	70-130	120—130
Заметное влияние на механические свойства чугуна оказывают
также марганец и сера (рис. 202). Влияние марганца прояв-
ляется благодаря легированию феррита, размельчению перлита,
торможению графитизации, образованию иногда свободных кар-
бидов и некоторому улучшению формы пластинчатого графита.
В соответствии с этим марганец уже в небольших пределах (1—2%)
заметно повышает твердость чугунов всех типов, особенно в тех
случаях, когда он действует не только как легирующий, но и как
антиграфитизирующий элемент. Еще интенсивнее влияние мар-

Рис. 201. Зависимость механических свойств серого чугуна от вели-
чины углеродного эквивалента: а—при плавке на литейном чугуне;

б — ври плавке на передельном чугуне

Угл сродный эквивалент Сэ* %

ганца при больших концентрациях (5—7%), когда он способст-
вует образованию мартенситной структуры. При дальнейшем же
повышении содержания марганца и образовании аустенитной
структуры (что приближенно соответствует составу Ni -]- Си +
+ 2Мп > 18%), твердость понижается. Как видно из рис. 202,
характеристики прочности, пластичности и вязкости серого чугуна
сначала повышаются при увеличении содержания марганца, а за-
тем падают вследствие увеличения неоднородности структуры,
образования карбидов и увеличения внутренних напряжений.
Падение пластичности и вязкости обычно начинается уже при
концентрациях 0,3—0,5% Мп, а прочности — при 0,8—1,2% Л\п,
хотя пределы эти для прочности в сильной степени зависят от со-
става чугуна и условий производства: они повышаются, например,
при увеличении содержания углерода и кремния и при модифи-
цировании чугуна. В этом случае максимальная прочность
to

202. Влияние марганца и

Рис.

серы на механические свойства чугуна
получается при 1,7 и даже 2,5?4 Мп [11], что подтверждается
следующими данными [414]:

Мп в %	Ов в кГ/мм*	НВ	Е в кГ /мм*	ан в кГ-м/см1
0,82	28,7	234-249	12 850	0,57—0,60
1,89	35,5	285-292	12 400	0,52—0,53
2,62	45,7	313—329	12 800	0,46—0,52

В пластичных чугунах свободный марганец, тормозя графи-
тизацию, как правило, понижает пластичность и повышает проч-
ность, как это видно из данных И. И. Хорошева по ковкому чу-
гуну и И. А. Шапраиова [388] по высокопрочному чугуну
(рис. 202). В этих чугунах марганец является наиболее распро-
страненным перлитизирующим элементом, в том числе и при полу-
чении зернистого перлита.

В значительно меньшей степени освещен вопрос о влиянии
серы на механические свойства чугуна. Все же с достовер-
ностью можно утверждать, что сера, в особенности FeS, оказы-
вает весьма неблагоприятное влияние на прочность и пластич-
ность чугуна (рис. 202) при одной и тон же структуре матрицы,
что объясняется ослабленном границ зерен эвтектикой Fe—FeS.*
Вместе с тем сера, способствуя перлптизации структуры, может
также повысить прочность и твердость ферритного или феррито-
перлитного серого чугуна. Указанное еще в большей степени
проявляется в ковком чугуне, где сера, препятствуя ферритиза-
ции структуры и улучшая к тому еще форму графита, может
значительно повысить прочностные свойства, одновременно пони-
жая, конечно, пластические (рис. 202). Более совершенная форма
графита при повышенном содержании серы делает поэтому пер-
литный ковкий чугун с отношением S:Mn -= 1,0-н 2,0 благо-
приятным конструкционным материалом [338]:

Тип чугуна	Мп в %	S в %	S : Мп	ст в кГ/мм* о	6 в %
Обычный	0,11	0,08	0,18	51,4	3,0
Низкомарганцо- вистый	0,16	0,30	1,87	69,3	3,8

* Особенно резкое повышение свойств наблюдается при глубоком обес-
серивании (0,003% и ниже) п вакуумной плавке и притом несмотря на обра-
зование междендрнтного графита (N. Volianik. «Fondcric», 1963, № 206).
По той же причине, как показывает опыт завода Ростсельмаш
1372], можно получать высокие свойства и в ферритном ковком
чугуне при содержании серы до 0,22% и марганца 0,35—0,55%
и при условии модифицирования его алюминием.

В высокопрочном же чугуне сера удаляется благодаря присадке
глобулизирующих элементов, но несмотря на это, исходное содер-
жание серы в чугуне оказывает заметное влияние на его механи-
ческие свойства, в частности, вследствие увеличения количества
так называемых черных пятен, состоящих в основном из окнслов
и сульфидов магния. Поэтому в ряде ответственных случаев, на-
пример при отливке коленчатых валов для автомобилей «Волга»
на Горьковском автомобильном заводе, исходное содержание серы
стремятся держать в очень низких пределах (около 0,003%) и
получают при этом после соответствующей термообработки (нор-
мализация с высоким отпуском) следующие механические свойства:
при С — 3,24-3,4%; Si = 2,44-2,25%; Мп - 1,15-ь 1,3%; Р<
<0,12%; Сг - 0,154-0,25% и Mg - 0,044-0,10% 1330]:

ов 60 кГ/мм\ ст0>2	44 кГ/мм2, 6	10%.

На этом основании некоторые исследователи считают исходное
низкое содержание серы важнейшим условием получения высоких
свойств в отливках из чугуна с шаровидным графитом.

Влияние фосфора на механические свойства чугуна ска-
зывается благодаря легированию феррита, размельчению эвтек-
тического зерна и образованию включений фосфидной эвтектики.
При этом, как показано на рис. 203, во всех чугунах значительно
повышается твердость * и понижается пластичность и вязкость
чугуна [9; 337; 443]. Прочность же изменяется при этом различно
в зависимости от типа чугуна, его структуры и содержания в нем
других элементов. Общая закономерность такова, что прочностные
свойства сначала возрастают с повышением содержания фосфора
в чугуне, а затем при выделении фосфидной эвтектики, особенно
при неблагоприятной ее форме (крупные включения, сетка по гра-
ницам зерен), они начинают понижаться. Это критическое содер-
жание фосфора в разных чугунах различно и в сером чугуне со-
ставляет 0,3—0,8%. При этом эффективность благоприятного
влияния фосфора на прочность серого чугуна повышается с увели-
чением углеродного эквивалента, достигая 4,2 кГ/мм2 на 1% Р
в заэвтектическом чугуне. Однако благоприятное до известного
предела влияние фосфора на прочность проявляется в сером чугуне
в значительно большей мере, чем в других чугунах, так как в этом
случае кроме фактора легирования значительную роль играет
размельчение эвтектического зерна. В ковком же чугуне благо-
приятное влияние фосфора на прочность хотя и проявляется,
как видно из рис. 203, в пределах всего допустимого в этом ме-

* Твердость по Бринелю повышается примерно на 40 единиц на 1% фосфора.
талле диапазона (до 0,2%), но интенсивность этого влияния уже
значительно меньше, а критическое содержание ниже и близко
к 0,2% Р, так как в структуре чугуна начинает появляться фос-
фидная эвтектика. При этом интенсивность влияния фосфора
понижается, как видно из рис. 199 [443], с увеличением содер-
жания кремния в чугуне.

Рис. 203. Влияние фосфора иа механические свойства чугуна

Значительно сложнее обстоит дело с высокопрочным чугуном,
в котором по исследованиям К- И. Ващенко и Л. Софрони [9]
фосфор в пределах до 0,3% повышает прочность ферритного
чугуна с 49 до 53 кГ/мм?, а затем сравнительно медленно ее сни-
жает. При перлитной же структуре влияние фосфора всегда отри-
цательное и более интенсивное. А. А. Горшков и М. В. Волощенко
не только не нашли какого-либо благоприятного влияния фосфора
на прочность перлитного и даже перлито-ферритного высокопроч-
ного чугуна, но считают даже понижение содержания фосфора
335
до 0,04% эффективным средством повышения прочности. Однако
на ферритный чугун это, по-видимому, не распространяется.
Более того, при обработке жидкого чугуна магнием и церием
и заливке в металлические формы или присадке анти графитизи-
рующих добавок (В, Те) для обеспечения получения белой струк-
туры возможно в процессе отжига при температуре несколько
ниже плавления фосфидной эвтектики получить в сфероидизиро-
ванном виде не только графит, но и фосфиды [254], что дает воз-
можность сохранить неизменной прочность ферритного чугуна
с шаровидным графитом даже при 1,5% Р:

Р В %	0,0	0,60	0,80	1,0	1,50
Ои В кГ/мМ2	106	105	104	104	100
/ В мм	71,7	19,0	15,2	11,9	9,0
в кГ/мм2	41,0	—	45,8	12,8	45,0

Однако и при такой форме фосфидов резко проявляется их от-
рицательное влияние на пластичность, и применение такого чу-
гуна нецелесообразно. Следует указать, что критическое содер-
жание фосфора в отношении пластичности также зависит от ряда
условий и составляет по данным [9; 45; 388] около 0,04—0,08%;
по исследованиям же Г. Гильберта удлинение чугуна с шаро-
видным графитом остается высоким даже при 0,16/6 Р, если
содержание кремния не превосходит 2%, а марганца —0,35%:

Фосфор в %	в кГ/мм*	А в %	£0 в кГ /мм*	НВ
0,028	36,0	27	16 800	148
0.084	36,8	26	16 700	140
0,084	36,8	26	16 700	140
0,162	40,5	25	16 400	153

Точно так же Г. А. Писаренко и др. [3621 показали, что при
низком содержании марганца можно допустить в высокопрочном
чугуне для изложниц содержание фосфора до 0,17%. То же можно
сказать и об ударной вязкости (рис. 204), которая резко снижается
при повышении содержания фосфора в чугуне, и тем интенсивнее,
336
чем выше содержание кремния и марганца. Из рис. 204 [320]
следует, что соотношение в интенсивности влияния этих элементов
представляется равным

Si : Мп : Р 1 : 3.5 : 13,

хотя по некоторым данным [60] основное влияние надлежит крем-
нию, а фосфор только чрезвычайно усиливает его влияние. Одно-

Рис. 204. Влияние V.Si
t-3,5 (Мп—1,7S) J- 13Р- на
ударную вязкость ферритного
высокопрочного чугуна

Рис. 205. Влияние фосфора на удар-
ную вязкость и температурный порог
хрупкости ковкого чугуна

Таблица 17

Зависимость свойств
высокопрочного чугуна
от содержания некоторых элементов

Элементы	Пределы содержа- ния в %	Изменение свойств, считая на 1% элемента		
		о  ао  о  и ’	i  п.  % H	О	Г ем пер ату р- ный порог хрупкости в град
Si	1,75—3,50	-37	—15	+60
Мп	0,3—0,7	—90	—50	+ 130
Р	0,04—0,16	—512	-175	+440

временно фосфор, подобно кремнию и марганцу, понижает темпе-
ратурный порог хрупкости ковкого чугуна (рис. 205), причем
и в этом отношении он действует сильнее других элементов [52].
Такое же влияние(табл. 17) фос-
фор оказывает на свойства вы-
сокопрочного чугуна [320].

В том же направлении фосфор
влияет в сером чугуне, хотя
и менее интенсивно (рис. 203).

Вместе с тем влияние фос-
фора на усталостный (много-
кратный) удар (рис. 206), осо-
бенно в сером чугуне, не про-
является отрицательно. Наобо-
рот, в отсутствии надрезов соп-
ротивление многократному уда-
ру, органически связанное с
прочностью, даже возрастает
с увеличением содержания фос-
фора в чугуне. В высокопроч-
ном чугуне такое благоприят-

ное влияние фосфора не обнаруживается. Повышение содер-
жания фосфора в обычных пределах практически не влияет

22 Н. Г. Гиршович 707	337
и на усталостную прочность и модуль упругости. Отмечается
только понижение интенсивности падения модуля упругости серого
чугуна с увеличением напряжения [27 ], что обусловлено уменьше-
нием остаточных деформаций. Вероятно, с этим и связано пониже-
ние циклической вязкости в фосфористых чугунах 1460].

Фосфор в %.......................... 0,04 0,20 0,50

д/Г10*в%	......................... 178	93	54

Вследствие этого наблюдается увеличение чувствительности к над-

резам с повышением

Рис. 206. Влияние фосфора па
усталостный удар серого чугуна

я фосфора в чугуне, как это видно,
в частности, из рис. 206.

Значительно сложнее вопрос
о влиянии специальных
элементов и малых при-
месей на механические свойства
чугуна, потому что число возмож-
ных вариантов составов и струк-
тур очень велико и столь же, сле-
довательно, разнообразно влия-
ние этих элементов. Поэтому
имеющиеся в этом отношении
различные данные следует счи-
тать приближенными, строго со-
ответствующими только условиям
опыта. Анализируя 'данные, при-
веденные на рис. 207, можно
прежде всего отметить значитель-

ную разницу интенсивности влия-
ния элементов на свойства разных чугунов; общим для них
является повышение прочности (до известного предела) и твердо-
сти при одновременном в большинстве случаев понижении

пластичности.

Механизм влияния большинства специальных элементов, за
исключением, может быть, одного титана, главным образом заклю-
чается в легировании матрицы и измельчения продуктов распада
аустенита. В ферритных и перлито-ферритных чугунах при этом
обычно происходит еще перлитизация структуры, в связи с чем
особо интенсивно повышается твердость и прочность и понижаются
пластичность и вязкость. В сером чугуне в ряде случаев проис-
ходит еще измельчение графита и вследствие этого могут одно-
временно увеличиться также пластические и вязкие свойства.
Так действует, например, хром (до 0,5%), увеличивая стрелу
прогиба серого чугуна, еще сильнее — молибден (до 0,6—0,7%)
и в меньшей степени вольфрам, ванадий и никель (в последнем
случае при одновременном снижении содержания кремния).

При превышении определенных концентраций элементов пла-
стичность чугуна понижается, прочность же обычно еще увели-
чивается в некотором интервале, а затем тоже начинает пони-
жаться. Поэтому содержание легирующих элементов в конструк-
ционном чугуне не должно превышать оптимальное (соответствую-
щее лучшему сочетанию свойств), зависящее от состава металла
и условий кристаллизации. Пределы содержания некоторых эле-

Рис. 207. Сравнительное
влияние основных специ-
альных элементов па проч-
ность н твердость чугуна

ментов и их максимальное влияние в сером чугуне приближенно
представлены в табл. 18.

Характерным для большинства благоприятно действующих
элементов в сером чугуне является то обстоятельство, что они
повышают главным образом прочность при растяжении, сжатии
и срезе и в меньшей степени — прн изгибе, понижая отношение
ии : ив. Наибольшая эффективность этих элементов проявляется
обычно при низком углеродном эквиваленте, за исключением
титана, который оказывает благоприятное влияние и в высоко-
углеродистом (заэвтектическом) чугуне, где он препятствует обра-
зованию спели. Параллельно со статическими характеристиками

22*	339
Таблица 18

Относительное влияние некоторых элементов на свойства серого чугуна

Элементы	Максимальное содержание в %	Увеличение оп в %	Изменение f (4 возраста- ние, — уменьшение) в %
Сг	0,5—1.0	4—6	-1-10 (для 0,5%)
Мо	0,75—1,0	12-15	-;-40ч-50 (для 0,6%)
W	2—3	20—30	—
V	0,3—0,5	6-7	—4-г- | 4
Ti	0,10—0,15	2-5	—
Ni	1,5—2,5	3—7	+ 4
Си	2—3	4—8	—20
Sn	0,05-0,12	3—5	—20

прочности повышаются, конечно, и усталостные свойства, причем
соответствующие коэффициенты эквивалентности мало изменяются
легирующими элементами, кроме молибдена, который их заметно
повышает. Вместе с тем циклическая вязкость чугуна при этом
понижается, за исключением случая легирования медью, которая
при небольших напряжениях (15—20% от предела прочности)
несколько увеличивает; поглощение вибраций. Это обстоятельство
служит одной из причин применения медистого чугуна для колен-
чатых валов и других подобных отливок взамен стали.

При увеличении прочности и пластичности, как это имеет
место при легировании серого чугуна хромом, никелем и особенно
молибденом, соответственно повышается и его ударная вязкость.
Так, например, при введении в чугун 1% Мо ударная вязкость
серого чугуна возрастает вдвое 111], следует только иметь в виду,
что благоприятное влияние молибдена проявляется лишь при
низком содержании фосфора. Другие свойства серого чугуна,
в том числе и сопротивление многократному удару, молибден
повышает и при более высоком содержании фосфора (0,3—0,4%),
хотя эффективность его влияния при этом все же несколько пони-
жается. При легировании медью (а также оловом) ударная вяз-
кость падает вследствие уменьшения пластичности, сопротивле-
ние же многократному удару возрастает до предела, при котором
увеличивается прочность:

Си в % ................... 0,0	1,2	3,0	5,4	5,8

Число ударов до разрушения	. . 320	520	725	270	230

Как указывалось, меди и олову уделяется в последнее время
особенно большое внимание, как перлитизирующим элементам
в сером и высокопрочном чугунах. В этом отношении оба элемента
значительно превосходят по своему влиянию марганец и никель,
340
причем так же, как последний, не вызывают образования отбела
в отливках. При этом чем больше углеродный эквивалент чугуна
и больше содержание фосфора, тем больше необходимо олова и
меди для подавления процесса ферритизации. Предполагается,
что большая эффективность меди по сравнению с никелем объяс-
няется концентрацией ее на поверхности раздела матрица—графит
с образованием барьера, понижающего скорость диффузии угле-
рода и препятствующего кристаллизации феррита.

Рис. 208. Влияние мышьяка (а) и сурьмы (6) на механические свойства серого
чугуна

С этой точки зрения понятно, что при шаровидном графите
вследствие меньшей поверхности раздела нужно меньше меди или
олова для полной перлитизации структуры. Ценные конструкцион-
ные свойства, получаемые при легировании этими элементами,
в первую очередь медью *, явились причиной их широкого при-
менения за рубежом.

Перлитизации структуры способствуют также мышьяк и сурьма,
особенно последняя. Однако вследствие выделения структурных
составляющих неблагоприятной формы эти элементы (главным
образом сурьма) ** оказывают отрицательное влияние на механи-
ческие свойства чугуна (рис. 208) и только повышают его твер-
дость [287; 2891. Поэтому как упрочняющие элементы они

---------- X

*	Влияние меди обусловлено интенсивным упрочнением феррита, диспер-
сионным твердением и измельчением перлита (вследствие понижения темпера-
туры аустенитного превращения).

*	* Мышьяк в пределах до 0,1%, как видно из рис. 208, практически не ока-
зывает влияния на механические свойства серого чугуна.
не применяются, за исключением некоторых случаев микролеги-
рования сравнительно мягкого серого чугуна. Не получили для
этой цели практического применения и такие графитизирующие
элементы, как Al, Zr, Со, так как эффективность первого в повыше-
нии механических свойств серого чугуна сомнительна, а осталь-
ных— мала, и то только при низком содержании кремния.

Из малых примесей следует прежде всего отметить
бор, который, способствуя выделению измельченных карбидов
в структуре 1398], повышает механические свойства серого чугуна
(табл. 19).

Таблица 19

Влияние бора на механические свойства серого чугуна

в Г. %	в кГ ммг	<1и в к Г мм-	1 f в лен |	НВ	в кГ м (по Изоду)
0,0	26,50	49,75	3,7	283	1.24
0,002	26,35	49,75	4,3	198	2,62
0,009	26,82	47.59	7,5	197	2,62
0,080	26,04	55,49	i 7,3	212	2,48
0,140	27,13	55,65	6,5	239	2,07

Можно видеть, что при небольших добавках бора, по-види-
мому, происходит сначала графитизация чугуна, в связи с чем
увеличивается несколько стрела прогиба и ударная вязкость;
с появлением же карбидов в структуре наблюдается некоторое
повышение прочности и падение пластичности и вязкости. Бла-
гоприятное влияние на механические свойства серого чугуна
(и на его графитизацию) оказывают также небольшие присадки
(до 0,1 %) церия, что и получило применение на некоторых наших
заводах. С другой стороны, такие элементы, как свинец, висмут,
теллур, особенно в комбинации, а также при наличии сурьмы
и фосфора, уже в малых концентрациях способствуют образо-
ванию анормальных форм графита, в результате чего снижаются
механические свойства чугуна, что особенно резко проявляется
в толстостенных отливках. При этом снижается также благоприят-
ное влияние хорошо зарекомендовавших себя специальных эле-
ментов, например, меди, как это видно из табл. 20.

Однако в ряде других случаев, как уже указывалось, можно
отметить иногда положительное влияние малого количества при-
месей, особенно в тонкостенном литье и при мягком чугуне,
в частности с целью устранения «первичного» феррита. Все это
еще раз подтверждает многообразие влияния элементов в зависи-
мости от их концентрации и взаимосвязи, скорости охлаждения
отливок и других условий, вследствие чего упрощенная класси-
342
Влияние некоторых элементов
на прочность и твердость серого чугуна

Таблица 20

фикация элементов на «вредные» и «полезные» является совершенно
несостоятельной.

Благоприятное влияние специальных элементов возрастает при
модифицировании (рис. 209) и при комплексном легировании.
Последнее дает возможность шире использовать специальные эле-
менты, в том числе иногда даже такие, которые в отдельности
действуют отрицательно. При этом совместное воздействие эле-
ментов оказывается, как правило, сильнее суммы их отдельных
влияний. Так, например, если 0,5% Си увеличивает прочность се-
рого чугуна на 5%, а 0,5% Мо — на 20%, совместная их присадка
увеличивает этот эффект до 40%. Основные идеи комплексного
легирования заключаются в комбинации элементов: а) благо-
приятно влияющих на первичную и вторичную кристаллизацию,
б) препятствующих и способствующих графитизации, в) обра-
зующих растворы с ферритом и цементитом, г) повышающих кри-
сталлитную и межкристаллитную прочность и т. д. Этим прин-
ципам удовлетворяет, например, сочетание никеля или меди
с хромом или молибденом, хрома с молибденом, меди, хрома или
ванадия с титаном, а также более сложные комбинации: никель—
хром—молибден, медь—хром—молибден, никель—медь—хром—
молибден, хром—никель—титан—медь и др. Наиболее распро-
страненными являются хромоникелевые чугуны с соотношением
концентрации от 1 : 3 до 3 : 1. Последнее сочетание экономически
целесообразнее ввиду дефицитности никеля, и в наших условиях,
как видно из рис. 210, легко и выгодно обеспечивается приме-
нением природнолегированных халиловских чугунов 1321 ]. При
этом недостаток никеля может быть возмещен без заметной потери
200

Простой чугун

Рис. 209. Сравнительное влияние легирующих элементов на

механи-
Модифицированный чугдн

ческие свойства простого и модифицированного серого чугуна
прочности небольшой добавкой кремния. Соотношение между дру-
гими элементами обычно рекомендуется в пределах: Ni : Мо -
•-= 4 : 1 или 3:1, реже 2 : 1; Сг : V или Сг : Мо 1:1.* Выгод-
ность комплексного легирования серого чугуна иллюстрируется
данными табл. 21.

Наиболее высокими свойствами серые чугуны отличаются при
игольчатой структуре, для чего обычно необходимо свыше 1,2% Ni

Рис. 210. Влияние присадки халилов-
ского чугуна на механические свойства
серого чугуна

и 0,8—1,2% Мо. ** Наряду
с высокой твердостью и
прочностью (32—45 кГ/мм*)
эти чугуны характеризуются
и повышенной ударной вяз-
костью (3—5 кГ -м/см2 на
образцах без надреза) при
условии низкого содержания
фосфора (менее 0,1%).

В противоположность се-
рому чугуну основной целью
легирования белого чугуна
является повышение твердо-
сти, увеличение же прочно-
сти и вязкости может быть
обеспечено низким содержа-
нием углерода. Выбор спе-
циальных элементов и их
количества зависит от жела-
тельной структуры, а следо-
вательно, и твердости. Ти-
пичным в этом отношении
является хромоникелевый
чугун нихард, химический
состав и механические свой-
ства которого представлены
в табл. 22 1430).

Чугун этот характеризуется высокими значениями твердости
и прочности, что обусловлено мартенситной структурой. Пласти-
ческие же его свойства, как и почти во всех белых чугунах,***
низки. Подбирая содержание специальных элементов в этом чу-
гуне с учетом скорости охлаждения, следует иметь в виду, что

* В большинстве этих комбинаций возможна замена молибдена вольфра-
мом в отношении 1 : 2 [261 |.

** Состав и механические свойства таких чугунов, как и нелегированных,
зависят от скорости охлаждения и других факторов. Так, например, содержание
никеля в чугунах с игольчатой структурой должно быть 1—1,4% при толщинах
25—35 мм и 2,5—3,0% при толщинах 50—100 мм [62 |.

*** Некоторые белые чугуны, например легированные 10%V, характеризу-
ются высокой пластичностью (6 до 5?4») вследствие благоприятной формы карбидов.
346
Таблица 21

Увеличение прочности серого чугуна при комплексном легировании

№ п/п	Содержание элементов в %							ов в кГ/мм*	
	С	Si	Ni	Си	Мо	Сг	V	Исходный чугун	Легиро- ванный чугун
1	3,0	2,00	1,00	—	0,45	0,40	0,10	28,6	43,2
2	3,1	1,95	0,80	—	0,35	0,20	0,10	27,5	38,5
3	3,2	2,20	—	0,50	0,25	0,20	0,20	24,6	34,5
4	3,0	1,00	1,75	—	0,60	—	0,10	33,8	52,0
5	3,3	1,60	0,80	—	0,50	0,40	0,10	27,2	40,7
6	3,3	1,95	—	0,85	0,30	0,30	0,10	36,2	39,8
7	3,4	2,10	0,75	—	0,35	0,30	—	24,4	31,4
8	3,0	2,10	—	0,50	0,50	—	—	28,0	36,0
9	3,25	2,25	0,30	—	0,25	0,20	—	25,4	29,6
10	3,20	2,00	—-	0,35	0,25	0,25	0,10	26,0	33,5

Таблица 22

Состав и свойства чугунов нихард с высоким и низким содержанием углерода
(с высокой твердостью или с высокой прочностью)

Элементы и хи ри К IV- рнсгнкп	Литье в песчаные формы  Толщи					|	Литье в кокиль  НИ II АГ Л				
	u 1 ; [		50	|	1	100	12	25	50	75	100
С в % Si » % Мп > % Ni » % Сг » %  НВ а, в кГ/ммг	"•71  3,8 I  1,6	3,  0,8 |  0,  4  1,8  55  *2	2—3,6 0.5 3—0,5 4,2 2,0  >0—650 !8— 35	0.4 |  4,5  2,2	0,4  4,8  2,5	0,8  3,3  1,5  I1	1 °’71  3,6  1,7 1	3,2—3,1 0,6 0,3-0.!  4  1,9  500—72  35—42	б  1 °’5  4,4  2,2  5  ।	0,4  4,7  2,5
Св % Si » %  Мл > % Ni > % Сг » %  НВ ав в кГ/мм*	0,9  4  1,5	2, U.7 о,;  4,2 1.7  52 3	7—3.2  1 °-61 5-0.5  4,4  1,9 5—625 12-38	1 °’5 |  4,6  2,2	0.4  5  2,5	1  3,5  1,4	| 0-8  3,8  1,6  1	2,7-3, 1 °’7 0,3—о;  4,2  1,8  >75—67  42—52	2  1 °’6 1  5  4,5  2,0  5  >	| 0,5  4,8  2,3
слишком высокое содержание никеля приводит к увеличению
количества остаточного аустенита вследствие понижения точек
мартенситного превращения (М„ и Мк), а излишне высокое содер-
жание хрома делает чугун хрупким, что ведет к образованию
трещин.

Мартенситную структуру можно получить частичной заменой
никеля медью или марганцем, а также при полном отсутствии
никеля, путем легирования чугуна высоким содержанием хрома
и молибдена, например [62]: 3,0—3,5% С; 0,03—0,06% Si; 0,6—
0,9% Мп; до 0,06% S; до 0,1% Р; 15-18% Сг; 2,75—3,25% Мо.
Однако, как показали отечественные исследования во ВНИИПТ-
углемаше и в литейной лаборатории ЛПИ, содержание молибдена
может быть значительно снижено или даже вовсе исключено,
если это не требуется с точки зрения термообработки.

Твердость этого чугуна (особенно после нормализации для
устранения перлита в структуре, образующегося при медленном
охлаждении вследствие образования более твердых карбидов
хрома (Сг, Ре)7 С3) равна или даже выше, чем у чугуна пихард:

Состояние чугуня	1	»>/4 в кГ 1 мм-	I	/ г. .«.к	|	I	НВ
Сырое	АО	j	3.0	520
Нормализованное	50	)	3,5	800

Такую же или еще более высокую твердость можно получить
на базе бора. Например, белый чугун с содержанием 3,5—4,0% Ni
и около 1% В, имеющий фирменное название «халой», характе-
ризуется твердостью до НВ 1000, что соответствует приближенно
HRC 65 163]. В этом отношении представляет интерес процесс
глубокого борирования высокопрочного чугуна, разработанный
С. И. Витензон, Л.М. Баженовым иМ. В. Кольцовым в Воронеж-
ском сельскохозяйственном институте.

В противоположность серому и белому чугунам ковкий чугун
легируется редко, так как специальные элементы обычно пре-
пятствуют ферритизации и, как правило, не повышают наиболее
ценное свойство этого конструкционного материала — его пла-
стичность. При получении же перлитного ковкого чугуна обычно
ограничиваются некоторым повышением содержания марганца
(до 1,0—1,25%). Поэтому, если не считать модифицирующие до-
бавки (А1, В, Bi), влияние которых на механические свойства
ковкого чугуна незначительно, * единственными элементами, кото-
рыми иногда легируется ковкий чугун, является медь (1 —1,5%),

* По данным В. А. Фуклева и И. Т- Бударина [381 ], присадка висмута
(до 0,007%) заметно повышает прочностные и пластические свойства ваграноч-
ного чугуна (со сравнительно высоким содержанием углерода), что объясняется
главным образом улучшением формы углерода отжига.
повышающая по только прочностные, по и его износостойкие
и антикоррозионные свойства 1111, и в редких случаях —хром
(0,15—0,25%), обеспечивающий получение перлитной структуры
при нормальном ферритизируклцем отжиге отливок. Однако и то
и другое легирование в Советском Союзе практически приме-
няется редко: первое — из-за дефицитности меди, второе — из-за
наличия более дешевого и более удобного перлитизирующего
элемента — марганца.

Приведенные соображения остаются справедливыми и для вы-
сокопрочного ферритного чугуна, при получении же чугуна с пер-
литной стрктурой влияние легирования значительно возрастает,
так как специальные элементы дают возможность обеспечить нор-
мальную структуру и высокую прочность даже в толстых сече-
ниях отливок. Еще больше возрастает роль легирующих элемен-
тов при применении термической обработки (улучшения), эффек-
тивность которой увеличивается в присутствии легирующих
элементов, повышающих прокаливаемость чугуна. Как правило,
для легирования высокопрочного чугуна применяются те же эле-
менты, что и для серого чугуна (Ni, Си, Мо, Мп), особенно медь
и молибден 1397; 405; 428]. Однако содержание меди должно быть
ограничено концентрацией, при которой шаровидная форма гра-
фита начинает нарушаться. В среднем можно считать этот предел
в 2%, но он в сильной степени зависит от примесей других дегло-
булизирующих элементов. Поэтому для легирования следует под-
бирать чистую медь, не загрязненную свинцом, титаном и дру-
гими вредными в этом случае элементами.* По ряду данных 1451
присадка только 0,2 0,5’% никеля или меди уже значительно
повышает прочностные свойства перлитного высокопрочного чу-
гуна. На автомобильном заводе Форда, например, для коленчатых
валов применяется легированный высокопрочный чугун состава:
3,5—4,0% С; 2,5% Si; 0,5% Мп; 0,01 % S; 0,05% Р; 0,10% Сг;
0,20% Си; 0,10% Ni. Этот чугун при перлитной структуре имеет
в сыром состоянии ав 55^-65 кПмм\ б 3-:-5%, НВ 220->260.
Хорошей комбинацией является также сочетание никеля, мар-
ганца и молибдена, обеспечивающее получение структур иголь-
чатого троостнта и высоких механических свойств, особенно
предела текучести, например: 2,9—3,2% С; 1,6—2,6% Si;
0,6—1,2% Мп; 1-4% Ni; 0,8-1,2% Мо; - 754-100 кГ/мм2\
<^0,2^ 554-75 кГ/млг\ б 14-5%; НВ 2804-350.

* К числу вредных элементов часто относят и олово. Однако при низком
содержании кремния олово вследствие перлитпзацни структуры несколько
повышает прочность чугуна, при повышенном же содержании кремния олово уже
при самых малых концентрациях оказывается вредным, что, вероятно, связано
с повышением порога хрупкости. После нормализации критическое содержание
олова вследствие процессов гомогенизации увеличивается и его положительное
влияние на прочность возрастает, удлинение же и ударная вязкость чугуна
все же падают [4651 что якчяется, по-виднмому, следствием ухудшения формы
графита.
Однако следует учесть, что высокое содержание марганца
хотя и увеличивает предел текучести, но уменьшает однородность
структуры и понижает удлинение и вязкость чугуна в большей
степени, чем соответствующее увеличение содержания никеля,
особенно в толстостенных отливках. Поэтому использование мар-
ганца взамен никеля должно производиться с осторожностью;
более целесообразной в случае толстостенных отливок является
добавка 0,25—0,50% Сг или 0,1— 0,2% V, обеспечивающая
получение перлитной структуры. При быстром же охлаждении
(тонкостенные отливки, литье в металлические формы и т. п.)
структура получается бейнитной или мартенситной в зависимости
от степени легированности.

Приведенные примеры являются только частными иллюстра-
циями легированного перлитного или бейнитного высокопрочного
чугуна, применяемого для валков, штампов, цилиндровых втулок,
коленчатых и кулачковых валов и других отливок. Теоретическое
и практически применяемое сочетание элементов очень многооб-
разно и в настоящее время нет возможности указать оптимальные
комбинации. Следует только подчеркнуть, что во всех случаях
производства отливок с шаровидным графитом необходимо строго
следить за содержанием деглобулнзирующих элементов и с целью
их нейтрализации вместе с магнием вводить в чугун небольшое
количество церия. При этом еще раз приходится указать,
что влияние всех этих так называемых вредных примесей в высо-
копрочном чугуне, как и в других чугунах, зависит от ряда фак-
торов, прежде всего от их концентрации и взаимодействия с дру-
гими элементами. Поэтому встречаемые в литературе рекомен-
дации в этом отношении следует рассматривать как сугубо
приближенные.

Существенное влияние на свойства чугуна оказывают также
присутствующие в нем га з ы, хотя по этому вопросу имеются
еще значительные противоречия. Наиболее выясненным, особенно
благодаря работам Л. И. Леви 119], является влияние азота.
Достоверно установлено, что вне зависимости от способа введения
(продувка аммиаком или обработка солями) азот, перлитизируя
структуру и улучшая форму графита, повышает прочность серого
чугуна (рис. 211), а также его твердость и вязкость. Особенно
сильно азот влияет на свойства заэвтектического чугуна, в котором
увеличение прочности может достигнуть 40—100%, как это видно
из следующих данных: *

* Исключительно резкое повышение свойств чугуна происходит при глу-
боком обессеривании и одновременном насыщении азотом. Однако следует
иметь в виду, что механические свойства чугуна возрастают с повышением
содержания азота только до известного предела, а потом начинают понижаться,
что объясняется уже из-за отрицательного влияния образующихся карбидов
и газовой пористости.
Углеродный эквива- лент ( С 4	Si)	Сэ -- 3,6%		Сэ = 4,50%	
Азот в %	0,041	0,0176	0,0043	0,0193
ов в кГ/мм-	28,8—30,7	39,6—43,3	15,5	26,1—27,2
НВ	248—260	255—260	186—187	198—219
ан в кГ-м/см2 (без надреза)	0,61—0,70	1,01 — 1,14	0,31—0,34	0,54—0,65

В меньшей степени проявляется влияние азота в высокопроч-
ном чугуне, особенно после ферритизации (табл. 23).

Таблица 23

Влияние азота на механические свойства высокопрочного чугуна
в сыром и отожженном состояниях

	Механические свойства чугуна					
Азот п %	п сыром состоя н и и	|			в отожженном состоянии		
	1					
	%  II л/ W W?	А и	ПН	’ и в к Г мм*	л » %	НВ
0,0065	49,3	19	177	41,8	25	141
0,0080	50,1	18	184	40,2	20	136
0,0120	56,7	13	198	39,0	28	130
0,0130	60,7	11	207	39,3	27	126

Как видно из этих данных, азот повышает прочность и твер-
дость высокопрочного чугуна только в сыром состоянии, соот-
ветственно понижая его удлинение, что объясняется перлити-
зацией структуры, и не влияет в отожженном состоянии. В ковком
же чугуне (вероятно, вследствие меньшего содержания кремния
и более интенсивного влияния на отпускную хрупкость) * азот
оказывает характерное для него влияние даже при ферритной
структуре:

* Ранее уже упоминалось об отрицательном влиянии азота — образовании
хрупкости в ковком чугуне. Согласно исследованиям Л. И. Леви и Э. И. Бадера,
среднее содержание азота в ковком чугуне, склонном к «ферритной» хрупкости,
составляло 0,09% вместо 0.006% в более благоприятных в этом отношении чу-
гунах. Установлено также, что при низком содержании азота (0,003—0,004%)
хрупкость невозможно обнаружить путем провоцирующей термообработки
даже при 1,41% Si и 0,09% Р.
Азот в %	Ов в кГ/мм2	о0 2 В кГ 'МЛ12	Л в %
0,0070	35,5	19,8	14
0,00125	38,7	22,6	8
0,0185	39,8	21,2	10
0,0260	39,3	22,1	9

В противоположность азоту водород не является упрочняю-
щим элементом, с повышением его содержания прочность и пла-
стичность серого чугуна падают, а твердость несколько возрастает,

Рис.’211. |Влияние ^азота при
присадке к чугуну ферроциана-
мида калия К4 [Fe(CN)fl]2 на
его прочность

Рис. 212. Влияние водорода на механические
свойства серого чугуна (С =- 3,35%, Si -=
- 1,94%)

как это показано автором в совместной работе с Е. И. Егоровым
(рис. 212).*

Водород оказывает отрицательное влияние и на свой-
ства высокопрочного чугуна, например, увеличение его содержа-
ния в этом случае с 0,95 до 4,8 сле3/100 Г привело к понижению
предела прочности при изгибе с 95,6 до 75 кПмлг и стрелы про-
гиба с 6,8 до 2,4 мм 133].

Понижение прочности и пластичности в присутствии водо-
рода наблюдается и в отношении ковкого чугуна 118]:

* Особо резкое влияние на свойства серого чугуна оказывает водород при
наличии свинца [262].
Водород в %	0.00020	0,00030	0,00050	0,00060	0,00080	0,00100
<тв в кГ/мм2	37.0	37,5	36.5	29,2	32,3	31,8
6 В %	18,0	17,0	16.5	7,5	6,5	11,0

При этом следует подчеркнуть, что воздействие водорода про-
является главным образом в процессе кристаллизации. Поэтому
модифицирование ослабляет это влияние. По той же причине
удаление водорода из чугуна в твердом состоянии не сказывается
заметно на его механических свойствах. Что касается кислорода,
то его влияние на механические свойства изучено в меньшей
степени и может быть различным в зависимости от формы его со-
стояния. Поэтому статистический анализ большого числа плавок
не обнаружил в этом отношении какой-либо зависимости [439].

Вследствие указанного общее влияние газов на механические
свойства чугуна может быть различным, что подтверждают иссле-
дования процессов вакуумирования и вакуумной плавки. Так, на-
пример, по данным О. Некаса и Р. Каменского [55] прочность
чугуна после плавки в вакууме уменьшается на 20%, а твердость
па 13%. То же по ряду данных 150; 472] имеет место при вакуу-
мировании:

i.uvioMiine чу। ума	нв	в кГ, мм3	аи в кГ/мм3	fi44 (0 12 ММ) в мм
До вакуумирования	286	29,2	49,2	2,05
После вакуумирова- ния	249	23,9	46,6	1,75

Это снижение механических свойств связано с удалением не
только азота, но и кислорода, вследствие чего графит кристалли-
зуется в междендритной форме, а в матрице образуется феррит.
Поэтому при добавке кислорода и модифицировании чугуна после
вакуумирования потеря механических свойств не наблюдалась:

Состояние чугуна	НВ  1				в кГ /ММ1	в кГ/мм3	fl44 (0 12 ММ) В мм
До вакуумирования	239	30,8	56,4	2,28
После вакуумирова- ния	233	31,2	55,6	2,10

23 Н. Г. Гиршович 707

353
В других исследованиях, как показали Ф. Варга и Е. Ворос
|60], плавка под вакуумом от 3-10~3 до 9-Ю4 леи рт. ст. неиз-
менно повышала механические свойства чугунов разной эвтек-
тичности, несмотря на значительное уменьшение содержания
в них азота и кислорода. Таким образом, влияние вакуума и
вакуумирования может в зависимости от конкретных условий
(исходной структуры, исходного содержания газов, режима про-
цесса) оказать различное влияние на свойства серого чугуна.

Более определенным является влияние дегазации на механи-
ческие свойства высокопрочного чугуна. При этом особенно уве-
личивается пластичность чугуна, что является следствием улуч-
шения формы графита и ферритизации матрицы 1472]:

Состояние чугуна	НВ	(  i	% в кГ ммг	6 в %	«и в кГ мм*	[ В -И.н
До вакуумирования	293	60,3	1,92	112	5,10
После вакуумирова- ния	246	62,3	3,36	138	15,40

54.	Влияние жидкого состояния

Все факторы, определяющие жидкое состояние чугуна (пере-
грев в печи, модифицирование и другие методы обработки жидко-
го металла, строение и состав шихтовых материалов, режим
плавки и т. п.), так или иначе влияют на величину переохлажде-
ния и образование зародышей при кристаллизации. Вследствие
этого укрупняется или размельчается эвтектическое зерно и изме-
няются количество, форма и размеры выделений графита, что
в некоторой степепи отражается также на условиях перекристал-
лизации. В результате изменяются структура и механические
свойства чугуна. При этом следует иметь в виду, что все выше-
перечисленные факторы одинаковы по природе своего действия,
только одни, например перегрев, плавка на большом количестве
стального лома или передельного чугуна, дезактивируют заро-
дыши, увеличивают переохлаждение и усиливают тенденцию
к образованию отбела, к транскристаллизации и выделению гра-
фита в междендритной форме, другие, например модифицирование
графитизирующими добавками, плавка на большом количестве
чушкового чугуна со сравнительно грубым графитом, действуют
в обратном направлении. Естественно, что все эти факторы
взаимно связаны и действуют то в одном, то в другом, взаимно
противоположном направлении.

Влияние указанных факторов на механические свойства чугуна
выражается обычно кривой с максимумом, так что до известного
354
предела оно является положительным, а затем становится отри-
цательным. Именно так влияет перегрев на прочность серого
чугуна. Как видно из рис. 213, а, положение этого максимума
(«критической температуры перегрева») зависит от состава чугуна.
Так же влияют, конечно, скорость охлаждения и жидкое состоя-
ние металла. Все факторы, способствующие переохлаждению и
образованию междендритного графита, передвигают положение
максимума в сторону более низких температур и наоборот.
Поэтому в одних случаях, находясь в условиях, соответствующих

Температура перегрева, °C

Pm ’?I3. B.iihiiiiir ncpri реп.। n.i мех «*ш и чес к u e свойства серого (а), ков-
мн<) (6) и iii.it <и।р<><1111и <> (lU'pnviKи о) (в) чугунов (штриховка изобра-
жает ort iai-и. целесообразного модифицирования)

возрастающей части кривой, мы отмечаем положительное влияние
перегрева, а в других случаях, в области ниспадающей части
кривой, фиксируем его отрицательное влияние. В связи с этим
следует указать па неправильность некоторых утверждений о на-
личии какого-то определенного положения «критической» темпе-
ратуры перегрева (14001 С), которое связывают часто с темпе-
ратурой равновесия между углеродом, кремнием и кислородом
14491. На самом деле в каждом случае существует своя опти-
мальная температура перегрева. Установлено, например, что
при высокой эвтектичности чугуна, медленном охлаждении, раз-
нородной шихте, исходных материалах с грубым графитом и при
плавке в вагранке в условиях соприкосновения с коксом опти-
мальный перегрев выше, чем в противоположных условиях и при
плавке в электропечах, что вполне понятно с точки зрения жидкого
состояния металла. *

* Экспериментируя с перегревом или выдержкой чугуна в жидком состоянии,
нельзя забывать о возможности изменения состава металла, в том числе и газо-
содержання; в этом случае необходимо соответственно скорректировать по-
лученные результаты исследования.

23*	355
Следует отметить, что некоторые свойства чугуна, например,
модуль упругости, возрастают при перегреве монотонно так же,
как при увеличении переохлаждения. Такая же монотонная зако-
номерность экспериментально найдена для прочности и пластич-
ности ковкого чугуна (рис. 213, б), хотя, возможно, что при доста-
точно высоком перегреве и в этом случае максимум' был бы об-
наружен.

На свойства белого и высокопрочного чугунов перегрев
в жидком состоянии оказывает меньшее, но принципиально такое
же влияние, как и на свойства серого чугуна. Иногда, как показали
И. Л. Вашуков и др. [45], это влияние выражается довольно
интенсивно (рис. 213, в). То же подтверждается Н. И. Астафуровой
и П. И. Талановым [46], хотя максимум на кривой зависимости
«перегрев — прочность» ими не был обнаружен.

Аналогично перегреву действует и выдержка
fe жидком состоянии, однако в области низких темпе-
ратур, близких к ликвидусу, она, как показал В. Паттерсон [54],
в противоположность перегреву, ведет к укрупнению графита
и понижению прочности серого чугуна.

С перегревом чугуна тесно связано его модифициро-
вание — процесс, принципиально противоположный перегреву
по своему влиянию на структуру и свойства чугуна, хотя совме-
щение обоих процессов характеризуется наибольшей эффектив-
ностью. Как видно из рис. 213, а, модифицирование графитизи-
рующими присадками (штриховые линии), снижает прочность
серого чугуна в области положительного влияния перегрева и,
наоборот, повышает ее в другой области. Поэтому модифициро-
вание серого чугуна графитизирующими присадками целесооб-
разно только при низком содержании углерода или углеродного
эквивалента (рис. 200), высоком перегреве (рис. 213, а) и других
факторах жидкого состояния, приводящих к достаточно большому
переохлаждению, в результате которого кристаллизация без моди-
фицирования протекает по метастабильиой системе или с образо-
ванием междендритного графита. В этом случае присадка моди-
фикатора, уменьшая переохлаждение и изменяя условия небла-
гоприятной кристаллизации серого чугуна, устраняет или, вернее,
перемещает в сторону более высоких температур максимум на
кривой влияния перегрева (рис. 213, а). При этом имеют значение
температура присадки, состав, количество, размеры кусков и спо-
соб введения модификаторов, а также длительность выдержки
металл а после присадки. *

* Во всех этих случаях, как и при перегреве, следует иметь в виду возмож-
ное изменение состава чугуна, в частности содержания газов, что дополнительно
изменяет его свойства. Так, например, по данным [415] содержание газов в чу-
гуне уменьшилось при модифицировании ферросилицием с 1.87—2,75 см8/100 Г
до 1,19сл8/100Г, а комплексным модификатором Fe—Si—Zr — до 0,82 сл<3/100 Г.
356
Представляет интерес также температура модифицирования,
что, однако, правильно оценено только в последнее время [54;
318]. Как показали исследования [318], повышение температуры
модифицирования сверх предела, необходимого для заливки,
понижает механические свойства серого и ковкого чугунов
(рис. 214), несмотря на то, что сам по себе высокий перегрев
(в ранее указанных пределах) действует положительно. Таким

Рис. 214. Влияние температуры модифицирования (серого чу-
гуна — ферросилицием, ковкого — алюминием) на механические
свойства серого (а) и ковкого (6) чугунов

образом, следует строго различать температуры перегрева и моди-
фицирования. Слишком высокая температура модифицирования,
как и излишняя выдержка после присадки (рис. 215), дезактиви-
зирует или уничтожает образовавшиеся зародыши [541 путем
восстановления, растворения, ошлаковывания, улетучивания *
и т. д. и поэтому снижает, а иногда полностью уничтожает эффект
действия модификаторов. При этом понижение температуры моди-
фицирования, как и уменьшение длительности выдержки, тем
более необходимы, чем меньше устойчивость зародышей. Вместе
с тем важно подчеркнуть, что недостаточная выдержка после при-
садки также действует отрицательно, так как модификатор не
успевает при этом равномерно распределиться п эффективно

* Примером улетучивания может служить потеря магния в чугуне в про-
цессе выдержки.
проявить свое влияние. Поэтому некоторая небольшая выдержка
после присадки модификаторов не понижает, а повышает свойства
чугуна и, следовательно, целесообразна. И в этом случае кри-
вая зависимости характеризуется, следовательно, наличием
максимума. Та же закономерность наблюдается при увеличении
количества модификатора. Таким образом, оптимальные резуль-
таты модифицирования могут быть получены только в опреде-
ленных строго соблюдаемых для данного чугуна условиях. Боль-

шое значение в этом отно-
шении имеет, конечно, со-
став модификатора. Для
серого чугуна наилучшими
графитизирующими моди-
фикаторами оказались: си-
ликокальций (Si >60%,
Са>30%, Fe<5%), фер-
росилиций (Si 75%,
А1 1,5%, Са 0,8%),
сплавы ферросилиция с
цирконием (Si = 604-65%,
Zr 154-20%, Fe—осталь-
ное или Si = 504-65%,
Мп-54-7%, Zr - 54-7%,
Fe — остальное), сплав
меди с кальцием (Си=77 %,
Са 23%), сплавы с ба-

Рис. 215. Влияние длительности выдержки рием (Si — 604-65%, Мп —
после модифицирования на механические —9—12% Са = 1 54-2 0%
свойства серого чугуна (О//—относительная R	д’| - i

прочность; ОТ — относительная твердость)	Al — 1,U .

-4—1,5%, Fe — остальное
или Si ^80%,Ва 8%, А1 1,3%, Са 0,7%, Fe—остальное).

Из модификаторов, представленных для сравнения в табл. 24,
наилучшим оказался силикокальций. Получаемый при этом чугун
рекламируется за рубежом под названием «миханит» (81. Однако
это справедливо только при условии его высокого качества (высо-
кого содержания кремния и кальция и низкого содержания же-
леза), в противном случае лучшие результаты может дать ферро-
силиции. Как уже указывалось, ферросилиций должен содержать
некоторое количество алюминия и кальция. Этим, по-видимому,
следует объяснить обнаруженный автором [11] благоприятный
эффект предварительного раскисления чугуна алюминием перед
присадкой ферросилиция; понятно также и то, что при хорошем
по качеству ферросилиции этот эффект не подтвердился [2001.

Чистый графит как модификатор применяется только для
борьбысотбелом на тонкостенном литье, в других случаях (табл. 24)
он не повышает, а понижает механические свойства чугуна.
Бариевые модификаторы, рекламируемые под названием «иноку-
358
Сравнительное действие некоторых модификаторов
на свойства чугуна с Сэ = 0,9

Таблица 24

Характеристика чугуна	в кГ/мм*	НВ	ОН В %	от
Исходный чугун	26,0—26,8	209—219	95—08	0,99—1,02
То же -|- CaSi	30,8—32,3	219—207	115—120	0,94—0,87
То же 4- 75-процент- ный FeSi	28,3—28,8	219—211	106—108	0,99—0,94
То же + FeSi I CaSi	29,6—29,6	215—211	107—108	0,90—0,99
То же + графит	24,1—24,6	207—202  1 1	102—104  1  1	1,01—0,98

лой», отличаются, по-видимому, повышенной устойчивостью обра-
зуемых зародышей и допускают поэтому более длительные вы-
держки после присадки. Согласно ряду данных, они отличаются
по сравнению с ферросилицием преимуществами в отношении
повышения механических свойств. Однако это проявляется глав-
ным образом при сравнительно малых присадках (~0,2%), при
больших же количествах (~0,5%) разница во влиянии обоих
моди(|)пкаюров псзпачителы1а. Интересно отметить, что разные
модификаторы нп разному влияют на циклическую вязкость
чугуна. В частноеш, особенно благоприятно в этом отношении
влияют сплавы циркония [4601.

Наиболее высокими получаются механические свойства при
модифицировании легированного чугуна, однако весьма эффек-
тивно так же, как показал Г. И. Клецкин [3351, модифицирование
малоуглеродистого чугуна при повышенном содержании марганца:

С в %	Si в %	Мп в %	Температура перегрева в °C	Количество модификато- ра и %	о, в кГ/мм-
3,0—3,2	1,1-1,2	1,0—1,2	1420	0,4-0,7	32—38
2,9—3,1	0,9— 1.0	1,2—1.4	1430	0.6—0,8	35—40
2.8—3,0	0,6-0,7	1.4—1.G	1440	1,3-1,6	38—44

Кроме графитизирующих модификаторов для серого чугуна
(при исходной сравнительно высокой эвтектичности) применяются
иногда стабилизирующие модификаторы (рис. 216) в количестве
0,5—3%. С этой целью используются феррохром, ферромарганец,
карбид бора или сложные сплавы, например, 3—5% С, 45—50% Сг,
4—6% Мп, 16—20% Si, 0,75—1,75% Zr. Особенно эффективно
двойное модифицирование, состоящее из присадки сначала ста-
билизирующих, а потом графитизирующих сплавов. Из этих про-
цессов особый интерес представляет двойное модифицирование
карбидом бора (0,1 % остаточного бора) и ферросилицием (~0,5%),
при котором получается заэвтектоидный чугун с равномерно рас-
пределенными свободными карбидами; он характеризуется повы-
шенной твердостью при неизменной прочности и незначительном
понижении пластичности [3981.

Рис. 216. Сравнительное влияние графитизирующих и стабилизирующих моди-
фикаторов на прочность серого чугуна

/ — немодифнцированный чугун; // — модифицирование графитизирующий присадками;
//Г — модифицирование стабилизирующий присадками; IV — двойное модифицирование

При модифицировании твердыми присадками * немалое значе-
ние имеет состояние добавок, особенно величина кусков (рис. 217),
оптимальные размеры которых должны соответствовать объему
модифицируемого чугуна, температуре металла и скорости раство-
рения присадки, например:
Емкость ковша в кГ
50—100
100-1000
1000-5000

Величина кусков
ферросилиция в мм

2-5

5-10

15—20

Размол модификатора должен быть сделан незадолго до при-
садки, чтобы обеспечить чистоту его поверхности для облегче-
ния процесса растворения.

* Некоторое применение имеет так называемое жидкое модифицирование,
при котором смешиваются два резко различающихся по составу чугуна в жидком
состоянии. По исследованиям М. М. Турбовского [380] это нс только улучшает
структуру н повышает свойства чугуна, но и снижает, кроме того, брак отливок
по раковинам.

360
фикатора (75-процентного ферросилиция) на
механические свойства серого чугуна при
присадке в ручной ковш:

/ — исходный чугун; 2 — модификатор в виде
пыли; 3 — модификатор в кусках размером 0,8—
—1,6 я,и; 4 — то же размером — 3,5 —4.7 мм

При модифицировании белого (отбеленного) чугуна в качестве
добавок применяются ферросилиций, теллур, сера [16]. Как уже
указывалось ранее, эти модификаторы оказывают определенное
в’лияние на структуру, а значит, и на качество отливок, но без
заметного изменения механических свойств чугуна. Точно также
и при модифицировании ковкого чугуна, которое производится
обычно алюминием (0,015—0,03%), бором (0,002—0,05%), висму-
том (0,002—0,01%), сурьмой (0,004—0,007%), влияние модифика-
торов на механические свойства чугуна невелико. Главная роль
процесса в этом случае за-
ключается в сокращении
продолжительности отжига
н в торможении первичной
графитизации. Вследствие
этого, а также из-за более
полного распада карбидов
в процессе отжига в моди-
фицированном ковком чу-
гуне обычно наблюдается
некоторое повышение пла-
стичности, часто сопро-
вождаемое соответствую-
щим снижением прочно-
сти.

Наиболее сложным яв-
ЛЯС1СЯ модифицирование
высокопрочного чугуна.
Оно может быть одинар-
ным, т. е. только глобули-
знрующим (присадка маг-
ния, церия и других по-
добных модификаторов) и

двойным, т. е. глобулизирующим и графитизирующим (доба-
вочная присадка ферросилиция или другого графитизирую-
щего модификатора). Наибольшая эффективность графитизирую-
щего процесса получается при поздней присадке ферросилиция
(после глобулизирующих модификаторов и по возможности непо-
средственно перед или даже в процессе заливки). Преимуществом
такого модифицирования является также некоторое повышение
механических свойств чугуна, особенно после термической обра-
ботки. Ранняя же присадка ферросилиция (до магния), как пока-
зал В. В. Дубров [541, характеризуется, наоборот, стабилизи-
рующим влиянием, обусловленным лучшим усвоением магния
и изменением устойчивости жидкой фазы. Модифицирование
высокопрочного чугуна, как и серого, вполне возможно также
жидкими присадками, глобулизпрующее— путем присадки
жидкого магния, графитизирующее — путем смешения чугуна,
36!
обработанного магнием с исходным или с еще более высококрем-
нистым сплавом.

Сопоставление влияния разных глобулизирующих добавок по-
казывает, что при применении церия, в том числе цериево-магнИе-
вого сплава ФЦМ-5, механические свойства высокопрочного чугуна
получаются несколько ниже (примерно на 10—12%), чем при
обработке чугуна магнием [45; 49; 51], что объясняется менее
благоприятной, в том числе и смешанной формой графита [366]
и что особенно справедливо в случае толстостенных отливок
и при недостаточном или, наоборот, избыточном количестве церия.
Вместе с тем имеются исследования [51 ], по которым в благо-
приятных условиях (заэвтектический состав чугуна, сравнительно
тонкостенное литье и правильная дозировка остаточного церия
в количестве около 0,1%) этот чугун по механическим свойствам
не только не уступает, но даже превосходит магниевый, особенно
при наличии надрезов:

Чугун	“о в кГ'мм2	6 в %	в кГ лги2	n-i В к! /ММ2	а-1 надр в кГ/мм-
Цериево-магниевый	56,4	4,6	153,8	31,0	26,0
Магниевый	54,8	4,0	158,4	21.5 i	14,5

Хотя такое превосходство цериевого чугуна требует проверки
(меньшую чувствительность к надрезам можно было бы объяснить
смешанной формой графита в цериевом чугуне, но при этом все
его свойства должны были бы быть ниже), несомненно, что при
соблюдении ряда условий церий может обеспечить такие же меха-
нические свойства в чугуне, как и магний. Однако за магнием
все же остаются при этом значительные преимущества: дешевизна,
более высокие и более стабильные результаты в отливках большой
толщины и, как следствие, более высокая квазиизотропия.

Другие методы обработки жидкого чугуна — продувка газами
и воздействие вибрацией и ультразвуком — также оказывают
влияние на свойства чугуна. Продувка газами, получившая уже
некоторое практическое применение в разных странах [57],
является, как уже указывалось, с одной стороны, фактором умень-
шения газосодержання и неметаллических включений и изменения
жидкого состояния чугуна, действующего подобно вакуумирова-
нию и вакуумной плавке, а с другой, - - фактором возможного
насыщения металла теми или иными газами. Поэтому результаты
процесса зависят от способа продувки и состава продувочных
газов, как это видно из рис. 218, где представлены результаты ис-
следования автора совместно с Л. Р. Штейнбергом по влиянию
продувки чугуна газами па его механические свойства.
362
Ar

Рис. 218. Влияние продувки газами на механические
свойства эвтектического (или слегка доэвтектического)
серого чугуна (сплошные линии — продувка через квар-
цевую трубку, штриховые — через графитовую)
В некоторых случаях, например при обработке чугуна пропа-
ном и другими углеводородами [281 или даже аргоном [571,
можно частично получить даже шаровидный графит в структуре
и, следовательно, наиболее резко изменить не только прочность,
но и пластичность чугуна. Однако наибольшее значение обработки
чугуна газами заключается в хорошей подготовке его к модифи-
цированию. Как было ранее показано [11], особо эффективной
в этом отношении является продувка серого чугуна азотом и во-
дородом. Еще эффективнее этот процесс при модифицировании
глобулизирующими модификаторами. В этом случае предвари-
тельная продувка чугуна аргоном, азотом и другими газами умень-
шает количество этих добавок, обеспечивает большую стабиль-
ность процесса и повышает свойства чугуна вследствие
уменьшения неметаллических включений. Наибольшее применение
получила продувка чугуна инертными газами (главным образом
азотом) вместе с какими-нибудь твердыми или жидкими модифи-
каторами (графит, ферросилиций, магний, кремнистые Mg—Се—Li
сплавы и др.) и десульфураторамп (карбид кальция, сода и др.),
что значительно увеличивает эффективность действия этих при-
садок.

Некоторое повышение механических свойств чугуна может
быть достигнуто также вибрацией, как это отметили, например,
К. Т. Буцель [451, В. Паттерсон [453] и др. Установлено, что
прочность серого чугуна (рис. 219) возрастает с увеличением
амплитуды и длительности вибрации, причем наибольшая эффек-
тивность получается при вибрации в ковше и форме или только
в форме. Амплитуда вибрации должна быть больше 0,2 мм, а при
достаточно прочной форме лучше всего 0,5—1,0 мм, иначе не на-
блюдается перехода междендритного графита в неориентирован-
ный; оптимальная продолжительность процесса около 2,5 мин.
Как и при модифицировании разными добавками, эффективность
вибрации возрастает с уменьшением эвтектичности чугуна
(рис. 219). Благоприятное влияние вибрация оказывает также
на свойства высокопрочного чугуна, особенно цериевого [451.

В значительно меньшей степени выявлено влияние ультразву-
ковой обработки. В то время как одни исследователи говорят
о повышении механических свойств серого чугуна под воздейст-
вием ультразвука примерно в 3 раза, другие [357] оценивают
эту эффективность весьма скромно, примерно в 12%, что нахо-
дится в соответствии и с исследованиями А. Я. Иоффе в ЛПИ.

Несравненно большее влияние на жидкое состояние и меха-
нические характеристики чугуна оказывают так называемые
наследственные свойства шихтовых мате-
риалов и режим плавки. В этом отношении прежде
всего необходимо указать на повышение прочности серого чугуна
при увеличении количества стального скрапа в шихте, как пока-
зано на рис. 220, а [3351. Однако эти преимущества проявляются
364
главным образом при модифицировании, устраняющем образова-
ние междендритного графита, иначе шихта с большим коли-
чеством стального скрапа может привести к обратным резуль-
татам. То же можно сказать и о плавке на передельном чугуне
(рис. 220, б), преимущества которой (иногда, правда, в преуве-
личенном виде) широко освещены в нашей литературе [310].

Рис. 219. Влияние вибрации ла механические свойства серого чугуна: а — влияние
эвтектичности и амплитуды вибрации; б — влияние продолжительности вибра-
ции при амплитуде 2 мм

(/ — с вибрацией; // — без вибрации; / — вибрация сухой формы; 2 — вибрация ковша;
•7 - комбинированная вибрация сухой формы и ковша; 4 — вибрация сырой формы)

И в этом случае, однако, возможны отрицательные результаты
при кристаллизации графита в междендритной форме [255]:

Характеристика шихты	св в %	° и К %	f в %
Шихта из чушкового серого чу- гуна	100	100	100
Тоже из белого чугуна	75	80	95
» из белого, отожженного чугуна	69	82	103

Характер графита в исходном чушковом чугуне также оказы-
вает существенное влияние. Например, отрицательно влияет
спель [190] и, наоборот, весьма благоприятно влияют чугуны
природнолегированные и специально обработанные в жидком
365
состоянии [3221. Поэтому прочность серого чугуна оказывается
обычно тем выше, чем меньше содержание кремния в чушковом
чугуне, хотя эта закономерность не всегда ясно выражена, так
как большое значение имеют другие составляющие и структура
чушкового чугуна [3341:

Чу in ковы Я чугун	л ко	ЛК1	ЛК-	Л КЗ	Передель- ный
0ft кГ/мм2	48,0	51,6	49,6		1  |	53.0
	48,4	48.7	1  |	52.0	48.0	48,2

Поэтому большое внимание уделяется сейчас содержанию неко-
торых малых неконтролируемых примесей. Так, например, отме-

Рнс. 220. Влияние количества стального скра-
па (а) и характера шихты (б) на прочность се-
рого чугуна с разной эвтектичиостью (сплош-
ные линии — 60% стали, штриховые линии —
25% стали)

чено падение прочности чугуна с 23,8 до 4,7—15,7 кГ/лии2 при
наличии в отливках 0,015% РЬ [2551, в особенности при наличии
водорода [2621. Такое же или даже еще более интенсивное паде-
ние прочности возможно и на высокопрочном чугуне [44; 55;
271] при наличии малых количеств «вредных» примесей.

«Наследственные» характеристики чушкового чугуна оказы-
вают большое влияние также на свойства отбеленного чугуна.
Применение для его выплавки обычного коксового чугуна (вместо
366
древесноугольного) дает благоприятные результаты только при
добавке стали или, что еще лучше, при применении раскислитель-
ного шлака, что видно из рис. 221 [16]. Таким образом, не только
шихта, но и режим плавки как фактор, влияющий на жидкое
состояние, играет роль в формировании качества отбеленных
отливок, что справедливо, хотя, может быть, и в меньшей мере,
также для чугунов других типов [4571. В частности, показано,
что присадка рутила (ТЮ2) в качестве флюса при плавке серого

Рис. 221. Влияние состава
шихты и режима плавки на
твердость отбеленных вал-
ков:

/ — планка на коксовом чу-
гуне под «самородным» шла-
ком; 2 — то же с добавкой
стального скрапа; 3 — то же.
с наводкой раскнслнтельного
шлака

Расстояние от поверх-
ности валка% мм

чугуна повышает его прочность. Еще эффективнее, как показано
Ф. II. Тавадзг, обработка чугуна сначала карбидными, а потом
гл и позем истыми шлаками:

Характеристика *1 угу на		о п кГ/.чм-	Ьфо в Л1М
До обработки шлаками	22	41	4,0
После обработки шлаками	38	68	4,5

Некоторое влияние может оказать также основность и окисли-
тельность шлаков. Например, повышение основности шлаков, как
уже указывалось, увеличивает переохлаждение и способствует
размельчению графита, что является полезным при выплавке
сравнительно мягких чугунов. Для малоуглеродистых чугунов
более эффективными оказываются окислительные шлаки вслед-
ствие образования зародышей графита, что препятствует его меж-
дендритной кристаллизации. В случае же высокого содержания
углерода эти преимущества исчезают, так что замечается даже
обратная картина. Вследствие всего этого, а также из-за разной
степени перемешивания, перегрева, обессеривания, дегазации
и очищения от включений свойства чугуна зависят и от плавиль-
367
кого агрегата. В этом отношении для получения стабильных
свойств чугуна электропечи имеют определенные преимущества,
как это видно, например, по данным для высокопрочного чугуна
[4451:

Тип печи	Ферритный чугун		Перлитный чугун	
	я к Г /мм2	6 в %	в л/’ .и №	В в %
Индукционная	44,0-48,7	20,0—25,8	72,5-79,0	7,0—10,8
Вагранка на холод- ном дутье	41,1—45,0	22,0—26,6	75,4—97,4	3,4—8,8
Вагранка на горячем дутье	41,0—45,0	26,5—30,0	82,7—88,4	4,0—10,7

Во всех этих случаях кроме модифицирующего влияния на-
блюдается также некоторое изменение состава металла, что, в свою
очередь, может заметно подействовать на механические свойства

Продолжительность после
модифицирующего фактора

Рис. 222. Схема £ анализа
модифицирующего и леги-
рующего влияния элементов
при разных процессах:

.4 — область легирующего
влияния*. В — область моди-
фицирующего влияния

чугуна. Поэтому при анализе этих явлений следует строго раз-
личать модифицирующее и легирующее влияние. Надежным при-
знаком в этом отношении является исчезающее во времени моди-
фицирующее действие (рис. 222).

55.	Влияние скорости охлаждения, технологии формы
и конструкции отливки

Каким бы фактором ни определялась скорость охлаждения,
она неизменно и весьма интенсивно (более интенсивно, чем в ряде
других сплавов) изменяет механические свойства чугуна. Наиболь-
шее внимание в этом отношении уделено влиянию толщины от-
ливки (рис. 200, а, б), которое проявляется двояким образом:
через геометрический (масштабный) фактор и структуру. Влияние
масштабного фактора хорошо объясняется статистической теорией
и проявляется вследствие большого образования микротрещин,
368
неоднородностей и несовершенств кристаллического строения,
в частности дислокаций, в толстых сечениях и крупных отливках,
что понижает их механические свойства, особенно усталостные.
Структура, определяемая фактором времени, в свою очередь, ока-
лывает большое влияние на свойства чугуна, в связи с чем замед-
ление процессов кристаллизации, связанное с увеличением тол-
щины отливок, ведет к понижению механических свойств. Однако
в тонкостенных отливках это влияние усложняется образованием
отбела и выделением междендритного графита в сером чугуне,

Рис. 2Л1. Влииннс толщины отливок па прочность сирого чугуна (а) и сравни-
тельная квазиизотропия разных чугунов (б)

что нарушает общую закономерность. Поэтому, а также вследствие
влияния других многочисленных факторов, математические выра-
жения этой закономерности весьма разнообразны. Одним из таких
выражений является степенная зависимость:

_ _ _

ад kR~a - tn (|/т)-а тх 2 °; (III. 44)

__ _ ।

НВ =- k\R~c - пц - т1* 2 \ (HI. 44а)

где а и с— коэффициенты однородности (квазиизотропии);

k и т— коэффициенты пропорциональности;

R — приведенная толщина;»

т — продолжительность охлаждения, в частности затвер-
девания.

В логарифмических координатах эта зависимость изображается,
как видно из рис. 223, а [361], прямой, уклон которой, а следо-

24 Н. Г. Гиршович 707	369
вательно, п абсолютное значение а уменьшается по мере повы-
шения марки серого чугуна:

Эвтектнчность чугу- на	0,870	0,906	0,940	0,965		0,990
Значение а для	—0,27	—0,31	—0,39	—0,51	-0,55
Значение а для	-0,05	—0,08	—0,11	-0,20	-0,28

Коэффициент квазиизотропии серого чугуна при изгибе больше,
Чем при растяжении, что подтверждается также исследованиями
А. Витмозера (рис. 223, б). Значительно меньшей чувствитель-
ностью к скорости охлаждения характеризуется высокопрочный
чугун (рис. 223, б), ковкий же чугун занимает в этом отношении
промежуточное положение. Сопоставляя коэффициенты квазиизо-
тропии, характерные для разных чугунов и стали, можно оценить
сравнительную чувствительность этих материалов к скорости
охлаждения [451:

Литая сталь .........................а	=- — (0,034-0,07)

Серый чугун..........................а	--(0,20 10,75)

Ковкий чугун ........................а	— 0,18

Высокопрочный чугун .................а	— — (0,044-0,17)

Чем выше марка чугуна, тем меньше коэффициент чувстви-
тельности к скорости охлаждения. В соответствии с этим серый
чугун отличается наибольшим значением коэффициента а, однако
при легировании и модифицировании н он характеризуется
сравнительно высокой однородностью свойств.

Другая, часто приводимая в последнее время приближенная
зависимость между прочностью и скоростью охлаждения чугун-
ных отливок, подтвержденная, как показал Г. В. Чертков [34;
46], статистическим анализом, изображается прямой линией
в полулогарифмических координатах

св	k — a 1g/? k — tn lg]zT k — -g-znlgT, (III. 45)

где т — продолжительность затвердевания;

k, а и т — коэффициенты.

Частным примером такой зависимости может служить фор-
мула, в которой вместо т использована средняя скорость затвер-
девания отливки (vcp в мм/мин),

ахл - 14,1 + 14,6 1g vcp кГ/мм*,	(III. 46)

«

где вкл— предел прочности при давлении в клиньях.

В соответствии с (III. 45) и (III. 46) находится часто приво-
димая в литературе (641 формула, устанавливающая зависимость
между прочностью серого чугуна, его составом (углеродным
370
Эквивалентом) и приведенной толщиной отливок (R мм), которую
в несколько преобразованном виде можно представить так:

— 7 (13,5 — 2С3 — 2,3 1g R) кГ/мм2. (III. 47)

Другого типа зависимость рекомендована С. М. Палестиным
и Д. М. Крымским [361]:

о, - 106 — 80S, — 4}^ кГ/мм2, (III. 48)
что не находится, однако, в согласии с рис. 223, а тех же авто-
ров. Это, как и ряд других противоречий в данных литературы,
свидетельствует о сложном характере влияния скорости охлаж-
дения [452] и невозможности описания его какой-либо одной
формулой, вследствие чего каждая зависимость строго справед-
лива только для определенного диапазона составов чугуна, тол-
щин отливок и условий производства [55]. В частности, следует
отметить, что в очень тонких сечениях прочность, а часто и твер-
дость серого чугуна сначала повышаются при увеличении про-
должительности затвердевания вследствие устранения межденд-
ритного графита, а потом только начинают уменьшаться, причем
это проявляется тем сильнее, чем выше марка чугуна.

Общий характер влияния толщины отливки, а значит,
и скорости охлаждения на механические свойства чугуна пред-
ставлен на рис. 224. С увеличением толщины стенок отливок из
серого чугуна понижаются нс только прочностные, но и другие
сионсгва, хотя это происходит значительно менее интенсивно.
Усматривается, что упругая часть прогиба серого чугуна умень-
шается с увеличением толщины отливок, пластическая же часть,
наоборот, увеличивается, что объясняется повышением степени
графитизации. В связи с этим общий прогиб серого чугуна сначала
возрастает, а затем несколько уменьшается. Указанное повышение
пластичности является причиной повышения ударной вязкости
серого чугуна с увеличением толщины стенок отливок, однако
сопротивление усталостному удару, тесно связанному с характе-
ристикой прочности, при этом понижается. В ковком же и высоко-
прочном чугунах влияние толщины отливки выражается несколько
иначе. Хотя характеристики прочности в этом случае понижаются
с увеличением толщины отливки, но вследствие большей квази-
изотропии интенсивность этого падения значительно меньше, осо-
бенно в высокопрочном чугуне после термообработки (отжига
или нормализации). Значительно сильнее сказывается отрица-
тельное влияние толщины отливок на пластических свойствах
этих чугунов, что объясняется укрупнением структуры с большим
развитием неоднородности. Такое влияние, однако, проявляется
только после ферритизации. В сыром же состоянии толщина
отливок оказывает на удлинение высокопрочного чугуна мало
влияния, так как неблагоприятная кристаллизация компенси-
руется при этом более высокой степенью графитизации:

24“	371
Толщина отливки в M.U	GtJ в кГ/мм2	°0.2 U КГ/Л1Л1	6 В %	|	НВ
25	61,2	47,4	1.5	269
50	57,0	47,1	1,2	262
100	49,6	44,4	1,2	241
150	45,8	41,9	1,2	229
200	43,0		41,5		1,2	229

Поэтому в некоторых случаях пластичность перлитного и
перлито-ферритного высокопрочного чугуна может даже повы-
ситься с увеличением толщины стенок отливки, хотя порог
хрупкости при этом обычно повышается. Однако показатели
прочности остаются при этом, как показано Н. И. Клочневым
и др. [45; 336], а также Б. С. Мильманом и Н. И. Клочневым
[61], на довольно высоком уровне даже в отливках толщиной
стенок 1 -и, не уступая в этом отношении стали. Так, например,
подробное исследование и сопоставление механических свойств
образцов из разных мест шаботов из высокопрочного чугуна
и стали привели к следующим данным [61]:

са в кГ/мм' <т02 в кГ/мм'	6 в % ан в кГ-м/см- НВ

Сталь 30,6—34.2 18,7—29,3 4,4—28,0 1.0—9.2 114—196
Чугун 25.3—36.0 22.0—28,3 4,6—2,0 0.5—1.3 143—163

Хотя, как видно из этих данных, отдельные значения механи-
ческих свойств стали выше, чем у чугуна, но зато они харак-
теризуются большим разбросом, а низшие значения свойств,
определяющие по существу качество отливки, в обоих отлив-
ках практически одинаковы.

Интересно отметить, что циклическая вязкость высокопроч-
ного чугуна очень мало изменяется с увеличением толщины отли-
вок, в то время как в сером чугуне она резко повышается вслед-
ствие укрупнения графита [4601:

Диаметр в мм	>0	1	22	|	30	|	50
д-104:				
серый чугун	30,8	251	544	647
высокопрочный чу- гун	9	13	13	—

Все вышеприведенные данные, как и ряд других, в общем
дают возможность утверждать, что неоднородность и укрупнение
структуры, а также нарушение правильной огранки и ухудшение
формы и распределения шаровидного графита, наблюдаемые
в крупных отливках вследствие ликвации, медленного охлажде-
ния и потери магния, хотя и ведут к заметному ухудшению меха-
нических свойств, но не могут служить препятствием для исполь-
372
&в, яЛ fмм 2	®uiKr 2 u MG

Рис. 224. Влияние толщины отливки на механические свойства
разных чугунов
зовапия высокопрочного чугуна в указанных условиях, тем более,
что его предел текучести мало изменяется с толщиной отливок.

Эффект воздействия скорости охлаждения является главной
причиной несоответствия в свойствах отливок и отдельно отли-
ваемых образцов. Чтобы уменьшить это несоответствие, многие
стандарты рекомендуют разные по сечению заготовки для образ-
цов в зависимости от толщины стенок отливок. В наиболее грубой
и приближенной форме это приводит к обеспечению одинаковой
приведенной толщины заготовки и отливки (II. 58).

Однако в большинстве случаев для этого рекомендуются мень-
шие соотношения, особенно для толстостенных отливок, что об-
условлено главным образом экономическими соображениями:

Толщина плоской от- ливки в мм	6,25	15,0	28,0	64,0	112,5
Диаметр заготовки в мм	12,5	30,0	50,0	100	150
Соотношение приве- денных толщин	1,0	1,0	1  0.9	1  0,8	0,67

Именно этим, по-видимому, объясняется то, что наш ГОСТ
(1412—54) на серый чугун предусматривает заготовку (образец)
для испытания на изгиб только одного диаметра (30 мм) вне за-
висимости от толщины стенок отливки, что создает, конечно,
большое несоответствие в свойствах отливки и образца.* В то же
время ГОСТ не рекомендует таблицы для пересчета механических
свойств в зависимости от толщины отливки. Таким образом,
конструктор должен производить этот пересчет, пользуясь данными
литературы или специально разработанной нормалью [3431.
В наиболее ответственных случаях о механических свойствах
отливок судят по образцам, вырезанным из специальных приливов
или даже из самих отливок. Однако приближенно это можно сде-
лать также на основе испытания отдельно отлитых образцов и
определения твердости на отливках. Действительно, исходя из
(III. 44) и (III. 44а), можно определить 1447]

. % а . НВ1 , НВГ

(III. 49)

или

const it

НВ«

(III. 50)

* При испытании на растяжение ГОСТ 1412—54 допускает применение,
кроме заготовки диаметром 30 мм, также заготовку диаметром 5О.ил<, если тол-
щина отливки превышает 30 мм. Эта же заготовка допускается для всех отливок
из чугуна наиболее высоких марок СЧ 32-52—СЧ 38-60,
374
где индекс 1 относится к отливке, а 2 — к образцу;

q — коэффициент, определенный разными исследованиями
в пределах 1,5—1,6;

i — так называемый механический инвариант массы.

Таким образом, определив значение i по результатам испыта-
ния образцов (принимая при этом q = 1,54-1,6), можно на основе
предварительного определения твердости отливки легко рассчи-
тать ее прочность. Если же известна только твердость отливки,
то прочность ее может быть определена на основе примерных
значений Г, приведенных в табл. 25 [447].

Таблица 25

Значение коэффициента х для разных чугунов

Типы серого чугуна	МО3 в мм/кГ	Типы ковкого н высоко- прочного чугунов	/•10s в мм/кГ
Фосфористый	6,0 -7.0	пкч	14,8—16,7
Гематит	7,0—8,6	ФКЧ	16,7—22,3
Модифицированный гема-	8,1—9.5	пвч	15,8—20.0
тит			
Легированный модифици-	9.5-11.0	ФВЧ	20,0—24,6
рованный			

Принципиально гак же, как толщина отливок, оказывают
влияние на механические свойства чугуна и другие факторы вре-
мени. обусловленные технологией формы (формовоч-
ные материалы, подвод металла и установка прибылей, наличие
стержней и т. п.). Однако необходимо подчеркнуть, что влияние
этих факторов, как, впрочем, и конструкции отливки, в том числе
ее толщины, вовсе не проявляется только в изменении скорости
охлаждения и условий кристаллизации, а определяет механиче-
ские свойства также путем воздействия на процесс образования
литейных пороков. В этом отношении можно, например, указать,
что повышение температуры заливки, применение более жестких
и ускоряющих охлаждение форм, установка прибылей, правильный
подвод металла и обеспечение направленного затвердевания может
значительно повлиять на механические свойства отливок путем
улучшения питания и повышения плотности чугуна безотноси-
тельно, а иногда и в противовес влиянию скорости охлаждения.
Характерным примером в этом отношении является повышение
температуры заливки: уменьшая прочностные свойства чугуна
вследствие замедления кристаллизации, оно увеличивает их в связи
с повышением плотности отливок. Поэтому существует какой-то
оптимальный температурный интервал заливки, при котором
375
получается максимальная прочность. Так, например, механические
свойства серого чугуна изменились в одном исследовании с пони-
жением температуры заливки при постоянном перегреве в жидком
состоянии следующим образом:

Температура заливки в °C	1670	1460	1425	1360
Разрушающая на- грузка при изгибе в кГ	1050	1100	1010	930
Прогиб в мм	7,7	8,5	7,2	5,7
кГ/мм*	26,2	28,4	24,7	24,3
НВ	212	209	215	206

Оптимальная температура заливки при этом, как видно, около
1460° С, однако она тем ниже, чем больше толщина отливки и
меньше прочность чугуна. Влияние повышенной температуры за-

Температура заливки

Рис. 225. Схема влияния температуры заливки на свойства серого чу-
гуна:

I — чугун высокой прочности; 2 — чугун низкой прочности

ливки па разные свойства отливок зависит от марки серого чугуна
[417]: оно благоприятно влияет на чугуны высоких марок и не-
благоприятно— на чугуны низких марок (рис. 225). Низкая
температура заливки оказывает поэтому отрицательное влияние
па механические свойства ковкого и особенно высокопрочного
чугунов.

Значительно интенсивнее влияние материала формы. Оно
может проявляться, как указывалось, не только в резком измене-
нии продолжительности затвердевания, особенно на отливках со
сравнительно небольшими толщинами стенок, но и в повышении
376
их плотности при применении жестких форм. Последнее справед-
ливо для всех чугунов, но особенно для высокопрочного, характе-
ризующегося большим предусадочным расширением [187]. Ярче
всего это влияние проявляется при переходе от песчаных к метал-
лическим формам. В этом случае не только размельчается струк-
тура (эвтектическое зерно, выделения графита, пластинки пер-
лита, зерно феррита), но и повышается плотность чугуна вслед-
ствие быстрого охлаждения и неподатливости формы. Оба

Рис. 226. Сравнительное влияние песчаной и металлической
форм на механические свойства серого (а) и высокопроч-
ного (б) чугунов (сплошные линии —песчаная форма, штри-
ховые — металлическая форма)

фактора, таким образом, действуют в одном направлении, усиливая
общее благоприятное влияние этого метода литья. И действительно,
как видно из рис. 226 [45; 63], механические свойства как серого,
так и высокопрочного чугуна, повышаются при переходе на литье
в металлические формы. Повышение свойств серого чугуна зави-
сит от его состава. При толщине стенок отливок 20 мм (рис. 226, а)
максимальное повышение прочности серого чугуна получается
при С -|-Si = 4,24-5,5%. При меньшем содержании этих элемен-
тов преимущества металлической формы уже не столь велики, так
как отливки получаются отбеленными даже в песчаной форме.
При большем же содержании углерода и кремния тенденция к обра-
зованию грубого графита настолько велика, что не уничтожается
даже при металлической форме. Поэтому с увеличением толщины
отливок оптимальный состав чугуна передвигается в сторону
меньшего содержания углерода и кремния.
Следует также иметь в виду, что слишком низкое содержание
углерода и кремния в сочетании с большой скоростью охлаждения,
обусловленной металлической формой, легко приводит к образо-
ванию междендритного графита и сопровождающего его феррита,
что, в свою очередь, приводит к понижению механических свойств
чугуна. Для борьбы с этим необходим правильный выбор состава
чугуна и его модифицирование. При этом следует подчеркнуть,
что лптье в металлические формы характеризуется резким пони-
жением квазиизотропии чугуна. Как видно из табл. 26, благо-
приятное влияние металлических форм проявляется главным обра-
зом при сравнительно небольших толщинах стенок, при даль-
нейшем повышении которых преимущества кокильного литья
уменьшаются, так как скорость охлаждения отливок при этом
мало изменяется по сравнению с литьем в песчаные формы.
Однако нельзя забывать, что благоприятное влияние высокой
жесткости форм имеет место и в этом случае.

Таблица 26

Влияние толщины стенок отливок на свойства серого чугуна,
отлитого в металлические формы

Обозначение свойств	Свойства при толщине с гонок отливки в мм			
				
	12	'	22	30	50
Са В кГ/мм*	36,6	23,2	22,4	15,7
Е в кГ1мм*	13 600	12 300	9500	8400
Gc В кПмМ2	87,0	78,5	83.5	70.0
аи в кГ/мм*	69,0	53,0	69,5	44,0
/зоо В Л«Л£	4,4	4,1	7,1	6,0
ав в кГ/мм* (после за- калки и отпуска)	57,8	35,2	27	22,6
Е в кГ/мм2 (после за- калки и отпуска)	13 500	12 200	9300	7700

Такое же, хотя и менее интенсивное, влияние на механические
свойства чугуна оказывают формовочные смеси при увеличении
их тепловой активности. Как показали подробные исследования
в этом направлении, все факторы, увеличивающие скорость затвер-
девания отливок, в том числе применение крупнозернистых жидко-
стекольных и цементных смесей, сильное уплотнение, повышенная
в известных пределах влажность (для тонкостенных отливок),
а также использование особых материалов, в частности циркона,
графита, карборунда с различными связующими, приводят к по-
378
вышению прочности серого чугуна, если только при этом не обра-
зуется отбела. Так же действует уменьшение толщины формовоч-
ного слоя, в частности, литье в оболочковые формы с засыпкой
дробью, как это показали А. А. Горшков и М. В. Волощенко
[451 для высокопрочного перлитного чугуна:

Форм 1	в кГ /Л,Л|*	1  д в %
Песчаная	60	1,7
Оболочковая с засыпкой:		
песком	60	2,0
дробью	65	2,1
Металлическая	75	2,6

Вместе с тем следует отметить, что ускорение охлаждения отли-
вок путем подбора формовочных смесей и повышение плотности
металла далеко не всегда изменяются в одном направлении. Так,
применение сухих форм вместо сырых замедляет охлаждение, спо-
собствует при этом увеличению плотности отливок за счет умень-
шения газовой и усадочной пористости. Поэтому результаты изме-
нения механических свойств чугунных отливок при замене сырых
форм сухими могут быть различными. И, действительно, в ряде
случаев, особенно при высокопрочном чугуне, замена эта приводит
не к понижению, а к повышению свойств отливок. Такое же бла-
гоприятное влияние оказывает надлежащая установка прибылей,
несмотря на замедление затвердевания, причем, как видно из
табл. 27, это оказывается тем сильнее, чем выше марка чугуна.

Таблица 27

Относительное влияние условий питания
на механические свойства разных чугунов

Тип чугуна	При наличии прибыли			При отсутствии прибыли		
	в кГ,мм*  1	d U %	ан  в кГм 'смг (с над- резом)	"в в кГ/мм*	6 В %	ан в кГм/см* (с над- резом)
Серый чугун	12,8	-	0.56	13,1	—	0,52
	32,0		0,28	28,0	—	0,21
Ковкий чугун	34,7	10,2	2,50	30,3	3,5	1,20
Высокопрочный чугун	51,8	11,7	2,10	42,0	4,8	0,80
Технологии изготовления образцов для испытания необходимо
уделять такое же серьезное внимание, как и технологическому
процессу изготовления самих отливок. Чем больше склонность

Диаметр трефо-
видной заготовки

Для отливок]

30 ММ

50 мм

90 мм ПО мм 150 лги До 56 мм

140 мм 160 мм 175 мм Св. 50 мм

Рис. 227. Типовые способы изготовления образцов для механических
испытаний: а — серого чугуна (на изгиб); б — ковкого чугуна (на растя-
жение); в — трефовидный и г — клиновидный образец'для высоко-
прочного чугуна (на растяжение)

чугуна к образованию усадочных раковин, тем тщательней и эф-
фективней должно быть питание (рис. 227). Такое же внимание
должно быть уделено подводу металла, во избежание возникно-
вения литейных пороков, в частности с целью устранения образо-
380
вания «черных» пятен в отливках н заготовках для испытатель-
ных образцов из высокопрочного чугуна [9; 15; 45]. Как велико
может быть вредное влияние таких пороков, иллюстрируется на
рис. 228 данными И. А. Шапранова [45].

Поэтому все технологические процессы по улучшению питания,
уменьшению загрязнений, увеличению плотности чугуна повы-
шают его механические свойства. Сюда можно отнести цен-

тробежный и непрерывный способы литья, плас-
тическое деформирование и др. Как правило, механические
свойства чугуна при центробежном литье значительно повы-
шаются, хотя это наблюдается

не всегда [390]. Основными при-
чинами повышения свойств отливок
в этом случае являются размель-
чение структуры и уменьшение газо-
вых и неметаллических включений.
Само же по себе уплотнение металла
центробежной силой сравнительно
невелико, хотя и имеет некоторое
значение. Действительно, развивае-
мое при центробежном литье давле-
ние может быть рассчитано по фор-
муле

Л),	(111.51)

где d - удельный вес жидкого
чугуна, равный 6,8 Г/см2
(0,0068 кГ/м3)\

(о — угловая скорость враще-
2л п z

пия, равная -gg— (п —число

оборотов в минуту);

— наружный радиус отливки;

г2 — внутренний радиус отливки;

g — ускорение, равное 981 см/сек?.

Рис. 228. Изменение механи-
ческих свойств высокопрочного
чугуна по высоте заготовки в
связи с наличием «черных пя-
тен»:

1 — зона чистого металла; // и
III — зоны, пораженные «черными
пятнами» в возрастающем количе-
стве

Таким образом, для втулки или трубы со значениями =
= 20 см и г 2 = 18 см центробежное давление при п = 500 об/мин

составляет

(2°2 - !82) - 0>72 KfW0,7 ат,

что само по себе не может дать того большого повышения механи-
ческих свойств, которое часто приводится в литературе [390]:
Форма	% u %	1	11 %	f В %
Статическая песчаная  Центробежная песчаная  Центробежная	металлическая  (с отжигом)	100  120 150—161	100 139—160 179—186	100 112—159 79—159

В то же время отмечается, что на дизельных гильзах разница

в механических свойствах при заливке стационарным и центро-
бежным способами при одном и том же материале формы не най-
дена. Поэтому нужно полагать, что преимущества центробежного

способа литья выявляются главным образом тогда, когда техноло-
гический процесс стационарной формы не обеспечивает получения

Температура пластической об-
работки. °C

Рис. 229. Влияние ^температуры прес-
сования (прн давлении 12,5 кГ/мм2) на
свойства чугуна

здоровой отливки или когда
неправильно сопоставляются
свойства чугуна при стационар-
ной песчаной и центробежной
металлической формах.

Значительные преимущества
представляет также непрерыв-
ное литье заготовок, что обу-
словлено ускоренным охлажде-
нием, лучшим питанием и мень-
шим количеством газовых
и неметаллических включений.
Непрерывное литье обеспечи-
вает сравнительно равномерные
свойства по сечению отливок,
в то время как при центробеж-

ном способе внутренние слои заготовок характеризуются более низ-
кими свойствами по сравнению не только с наружным, но даже со

статически залитым металлом.

Что касается пластического деформирова-
н и я, то оно применяется еще редко, хотя приводит к значитель-
ному повышению механических свойств чугуна. Наилучшие
результаты получаются при деформировании белого чугуна при
температуре около 1000° С (рис. 229). Серый и тем более, высоко-
прочный чугуны также допускают такую обработку давлением
при малых степенях обжатия. По исследованиям И. Н. Богачева
[31 прочность высокопрочного чугуна повышается при 10-про-
центном обжатии на 7—8 кГ/мм2.

Большее практическое применение имеет армирование,
как процесс механического повышения свойств чугунных отливок.
При этом наиболее целесообразно закладывать арматуру (из мяг-
кой стали) в тех частях отливок, которые работают на растяжение.
Такой чугун, армированный 3—5% арматуры, характеризуется
повышенной статической и динамической прочностью [226; 346].
Интересно отметить, что армированные отливки могут восприни-
мать возрастающую нагрузку даже после того, как образовалась
трещина и что свойства этих отливок мало зависят от свойств
чугуна.

0и:вв 1.0 0.93 0.85 0.87 0,99	1.05 0,80 0.85	0.93	0.87	077 0.95

О)
31
I27

ЗаИровые сечений

. ^Прямоугольные сечения

10 50 90130170210250290330370
Wt:W30

^f9
15

Рис. 230. Влияние конструктивных элементов на механические свойства чугуна:
и сравнительная выгодность сечения при изгибе; б — сравнительная прочность
разных сечений в зависимости от отношения момента сопротивления отливки W
к моменту сопротивления 30-мнллиметрового бруска в — зависимость
предела усталости от радиуса закругления; г — зависимость ударной вязкости
от радиуса закругления

Наконец, в ряде случаев, особенно при испытании иа уста-
лость, технология формы может оказать то или иное влияние на
свойства отливок в зависимости от качества поверх-
ности [360], так как грубая необработанная поверхность
действует при испытании подобно многочисленным надрезам. Од-
нако такое влияние может быть замечено только на высоких мар-
ках чугуна, характеризующихся повышенной чувствительнос-
тью к надрезам и при знакопеременных и ударных испытаниях.
В других же случаях механические свойства отливок обу-
словливаются обычно не качеством поверхности, а отсутствием
или наличием литейных пороков.

Наряду с технологией формы имеет значение и конструк-
ция отливки [367], один из элементов которой — толщина
стенок—был уже ранее рассмотрен. Однако на прочность отливки
оказывает влияние не только ее толщина, но и вся конфигурация
в целом. Следует прежде всего указать на то, что коэффициенты
эквивалентности при неравномерном распределении напряжений
(изгибе и кручении) зависят от формы сечения. Как видно из
рис. 230, а, наиболее выгодным сечением является круглое. По

Таблица 28

Значение критериев прочности
образцов разных сечений
по отношению к цилиндрическому

Сечения	ii	II £	t- — К' кт
Круглое	1,67	1,0	1,0
Квадратное	1,50	1,19	0,86
Прямо-	1,50	1,30	0,86
угольное (I : 1,5)			
Эллипти-	1,70	1,22	1,17
ческое (1:7)			
Двутавро- вое	1,12— 1,40	2,60	0,97
Швеллер- ное	1,12— 1,40	2,60	0,72

ния образца

мере же перемещения массы
металла к наиболее нагружен-
ным слоям сечения коэффици-
енты эквивалентности понижа-
ются и выгодность сечения
уменьшается.

В этом отношении инте-
ресно отметить исследования
Г. В. Черткова [46], показав-
шего, что соотношение между
пределами прочности при из-
гибе образцов любого сечения
и цилиндрического (ам : о£)
может быть определено следую-
щим образом:

а и   Ki rsm. 2S2 /
“^’“Тб7'Л2	’

(III. 52)
2S

где Ki —критерийформы
сечения (S2 —
статический мо-
мент половины
площади сече-
относительно оси, проходящей

через центр тяжести перпендикулярно к плоско-
сти изгиба);

IF — момент сопротивления сечения; 1,76 — крите-
рий Ki для круглого сечения;

D°

К2 — ~п— критерий скорости охлаждения (R° — приве-
К

денная толщина цилиндра с таким же 1Г, как
у данной отливки; R — приведенная толщина
отливки);

т — показатель степени, определяющий влияние ско-
рости охлаждения на а„.

В табл. 28 приводятся рассчитанные по формуле (III.52) кри-
терии К1 и К. и критерий (К) их общего влияния на прочность при
изгибе. Расчетные значения удовлетворительно совпадают с прак-
тическими данными.
Особо эффективными при изгибе являются несимметричные
сечения, сконструированные так, чтобы растягивающим напря-
жениям подвергались части с наибольшим моментом сопротивле-
ния. При оценке конструкционной прочности нельзя забывать
о масштабном факторе (рис. 230, б), в силу которого более
крупные отливки характеризуются меньшей прочностью [346].
Наконец, весьма большое значение, особенно для усталостной и ди-
намической прочности, имеют радиусы закруглений на отливках
(рис. 230, в, г), и в тем большей степени, чем выше марка чугуна
и, следовательно, больше чувствительность к надрезам.

56.	Влияние термической обработки

Видоизменяя структуру матрицы, термическая обработка мо-
жет оказать значительное влияние на механические свойства чу-
гуна. Наименьшей эффективностью в этом отношении характери-
зуется низкотемпературный отжиг, проводимый
н области 200—600° С с целью снятия напряжений. Структура
чугуна в большинстве случаев при этом не изменяется, если темпе-
ратура процесса достаточно низка *, и поэтому не изменяются
обычно и механические свойства испытуемых образцов, хотя проч-
ность и вязкость самих отливок в целом несомненно повышаются.
Однако в некоторых случаях это повышение свойств отмечается
п на образцах вследствие снятия микронапряженпй или процессов
превращения аустенита. Именно так дело обстоит при низкотемпе-
ратурном отжиге (сlapeiiiin) белого чугуна и перлитного серого
чугуна, выплавленного па большом количестве стального скрапа,
где низкотемпературный отжиг вследствие снятия микронапряже-
ннй приводит к повышению не только прочности, нои пластичности
и вязкости. Повышение свойств при подобной термической обра-
ботке наблюдается также в сером чугуне с игольчатой структурой.
Так, 5-часовая выдержка при 320—370° С повышает предел проч-
ности при растяжении этого чугуна с 50—57 до 62—74 кГ/jwjw2,
что объясняется в данном случае уже не только снятием микро-
напряжений, но и превращениями остаточного аустенита. Есте-
ственно, что этот процесс протекает еще резче при старении аусте-
нитного чугуна. Об этом свидетельствует повышение твердости
с НВ 160 до 415 в случае отжига прп500°Си до 418 и340вслучае
отжига при 600° и 700° С.

Небольшое повышение твердости (на НВ 15—20) имеет место
также при дисперсионном твердении (3—6 ч при 500° С) медис-
того чугуна, в особенности ферритного. Однако главное значение
процессов старения — повышение свойств и долговечности всей

* При температурах около 600° С в обычном сером чугуне возможны уже
процессы смягчения и соответствующие изменения структуры; в легированном
чугуне эти процессы начинаются при более высоких температурах.

25 и. г. Гиршович 707	385
Ьтлйвки в целом, что тем более эффективно, чем сложнее конструк-

ция отливки и выше марка чугуна.

Другим видом термической обработки, как раньше уже ука-

зывалось, является смягчение, имеющее целью уменьше-
ние твердости и улучшение обрабатываемости. Вместе с тем одно-
временно происходят обычно понижение прочности и повышение

пластичности и вязкости при практически неизменном модуле
упругости (рис. 231). Этот процесс осуществляется путем низко-

Рис. 231.^Влияние температуры
и продолжительности смягчения
на механические свойства про-
стого серого чугуна

или высокотемпературного отжигау
в первом случае при 600—750е, во
втором случае — в области выше
критической с последующим медлен-
ным охлаждением, и структурно
определяется распадом или сферои-
дизацией карбидов. Длительность и
эффективность процесса смягчения
зависят от состава чугуна и темпе-
ратуры. При этом хром, ванадий и
комплексное легирование замедляют
процесс снижения твердости и проч-
ности [64], в то время как присадка
одного никеля, меди и даже не-
большого количества молибдена не
проявляются благоприятно (рис. 232
и табл. 29), несмотря на известное их
антиферритизирующее действие.

К процессам смягчения относить-
ся также отжиг ковкого и высоко-
прочного чугуна. Такой отжиг
позволяет получить наиболее высокие

значения пластичности и вязко-

сти и более низкий уровень порога хрупкости, хотя в некото-
рых случаях, как видно из рис. 233 [476], он может быть еще
больше понижен путем закалки и отпуска.

Однако при отжиге следует исключать развитие отпускной хруп-
кости, возможное при неблагоприятном составе металла и мед-
ленном охлаждении отливок или выдержке их в интервале 350—
550° С после окончания ферритизации. В результате такого про-
цесса понижается ударная вязкость и повышается порог хруп-
кости (рис. 234), а в высокопрочном чугуне, кроме того, часто
понижаются еще прочностные и пластические свойства [395; 456],
что является главной причиной вредного влияния кремния и фос-
фора. Устранение этого явления возможно путем флекто-про-
цесса, т. е. быстрого охлаждения с интервала 650—700° С (рис. 234):,
при котором получается пересыщенный раствор с незагрязнен-
ными межзерновыми границами. Такой режим охлаждения, осо-
бенно с более высоких температур (690° С), повышает прочност-
386
Рис. 232. Влияние температуры одночасоного отжига на
твердость легированных чугунов (сск'тавы соответствуют
номерам табл. 26)

Рис. 233. Влияние некоторых режимов термической обработки на удар-
ную вязкость и температурный порог хрупкости высокопрочного чугуна:

/ — отжиг; II — сырое состояние; /// — нормализация 900° С и отпуск 635° С;
IV — закалка 900° С - 2,5 ч и отпуск 537° С; V — закалка 880° С — 75 мин и
отпуск 483° Q VI — то же отпуск 592° С; VH — то же отпуск 648° G VIII — за-
калка 900° С — 30 мин и отпуск 676° С; IX — закалка 856° С — 30 мин (кри-
тический интервал 859—768° С) и отпуск 592° С
Ные свойства даже не склонного к отпускной хрупкости низко-
кремнистого и низкофосфористого высокопрочного чугуна [426]:

Условия охлаждения	в кГ/мм*	°0,2 в кГ/мм-	б в %	НВ	ан в кГ*м/см9 (без над- реза)	Порог хрупкости в °C
В печи с 690° С	35.0	22,3	28,5	130	13.5	— НО
В воде с 690 ’С	39.2	26,5	21.0	148	10,6	— 108

Небольшое же понижение пластичности и вязкости, образуемое
при этом, может быть устранено отпуском при 250—300° С.

При всех процессах отжига свойства ферритизированных чу-
гунов зависят в той или иной степени от эффективности гомоге-
низации и величины зерна феррита. Поэтому двухстадийный
отжиг обеспечивает в высокопрочном чугуне более высокие свой-
ства, чем одностадийный [259],* в частности при этом повы-

Рис. 234. Влияние провоцирующего отжига при 450° С на
ударную вязкость ковкого (а) и высокопрочного (б) чугунов:

I — после быстрого охлаждения с 650° С; 2 — после выдержки при
450° С

шается ударная вязкость и понижается порог хрупкости (рис. 235).
Однако, выбирая температуру отжига, следует иметь в виду, что
повышение ее, хотя и ускоряет и делает более совершенной гомо-
генизацию, вследствие чего исчезает феррит с искаженными гра-
ницами зерен, но вместе с тем укрупняет зерно. Поэтому оптималь-
ные свойства получаются при определенных значениях темпера-
туры и выдержки в зависимости от толщины отливки и состава
металла. В большинстве случаев при обычных применениях на
практике толщинах отливок влияние величины зерна настолько
велико, что оптимальные свойства, в частности наиболее низкий
порог хрупкости, получается, как показал Г. Гильберт, при низ-

* Образование деформаций отливок при высокотемпературном отжиге за-
ставляют, однако, иногда отдавать предпочтение одностадийному низкотемпера-
турному отжигу [348].
Влияние состава легированных чугунов
на относительное падение прочности после одночасового отжига
при 760° С

№  (рис. 232)	Легирующие элементы в %					Уменьшение °вв %
	Сг	Мо	Си	Ni	V	
/	—	—	—	—	—	26,6
2	0,56	—	—	—	—	4,2
3	—	—	—	1,72	—	28,2
4	—	0,47	—	—	—	28,0
5	—	—	—	—	0,12	23,7
6	—	—	1,80	—	—	31,2
7	—	0,54	—	0,66	—	34,0
8	0,61	0,56	—	—	—	2,0
9	—	0,54	0,65	—	—	28,5
10	—	0,47	—	—	0,13	17,2
11	0,49	—	—	1,45	—	23,2
12	0.49	0,43	—	1,45	—	23,0
!::	0.50		0,52	—	—	Н.О
II	0,47	0.43	0.52	—	—	15,0

кой температуре отжига и длительной выдержке (рис. 236)/ То же
подтверждено опытами на ковком чугуне, причем влияние более
низкой температуры I стадии графитизации тем интенсивнее, чем
выше содержание фосфора [379]. Таким образом, более высокие
температуры, а следовательно, и ускорение отжига ковкого чугуна
возможны только при низком содержании фосфора. Отжиг высоко-
прочного чугуна с низким содержанием фосфора также рекомен-
дуется иногда при высоких температурах (950° С), так как в этих
условиях возможно полное исчезновение фосфидной эвтектики
[326]. Однако это имеет место, как показал М. В. Волошенко [481,
только в тонкостенных отливках, в отливках же с тепловыми
узлами происходит обратный процесс обособления фосфидной
эвтектики.

В противоположность высокотемпературному отжигу нор-
мализация проводится со сравнительно быстрым охлажде-
нием в критическом интервале (на воздухе со скоростью

* Размельчение зерна возможно также путем ферритизация исходной мар-
тенситной или бейнитной структуры, что и имеет своим следствием повышение
ударной вязкости чугуна [53].
Рис. 235. Влияние толщины отливки и режима отжига на
механические свойства высокопрочного чугуна:
/ — серое состояние; 2 — одностадийный отжиг; 3 — нормали-
зация; 4 — одностадийный отжиг



Наименование	Обозначение кривых					
	1	2	3	4	S	6
Температура выдерж- ки в °C	900	900	850	850	800	800
Продолжительность выдержки в ч	1	20	1	20	20	1
20—60 град/мин) и имеет целью повысить прочность и твердость
чугуна. Следует напомнить, что в случае серого чугуна процесс
этот применим только для высших марок, так как при высоком
содержании углерода и кремния и наличии грубого графита норма-
лизация вследствие графитизации и процессов окисления может не
изменить или понизить твердость чугуна. Поэтому наибольшее
применение нормализация получила для отливок из ковкого
и высокопрочного чугуна. Оптимальной в этом случае является
температура 820—950" С в зависимости от допустимого количества
феррита и содержания кремния в металле, выдержка же составляет
обычно 2—4 ч. Механические свойства чугуна могут измениться
различным образом в зависимости от исходной структуры: при
наличии свободных карбидов в чугуне твердость понижается,
а пластичность, вязкость и прочность увеличиваются; при исход-
ной перлитной структуре несколько повышаются показатели проч-
ности и твердости, значительно увеличивается вязкость, пластич-
ность же изменяется в малой степени; при исходной ферритной
структуре прочность и твердость резко повышаются, а вязкость
и пластичность так же резко уменьшаются (табл. 30).

Характерно, как видно из табл. 30, что нормализация наиболее
интенсивно повышает предел текучести чугуна и не только по
абсолютному, но и относительному значению, чему значительно
способствует еще легирование никелем и марганцем.* Кроме того,
понижается порог хрупкости, если исходная структура является
перлитной (рис. 235). Таким образом, нормализация приводит
к заметному повышен ню качества отливок даже при сравнительно
небольших изменениях предела прочности, однако в условиях
знакопеременных нагрузок и в присутствии концентраторов на-
пряжений нормализация особых улучшений не приносит [333].**
Как и в случае ферритизации, эффективность нормализации по-
вышается при понижении температуры и соответствующем увели-
чении длительности процесса. В ряде случаев нормализация сопро-
вождается отпуском. Варьируя температуру отпуска, можно
значительно изменять соотношение между прочностными и пласти-
ческими свойствами (рис. 237).

Возможности нормализации все же ограничены, несмотря на
то, что в случае применения самозакаливающихся легированных
чугунов можно и при охлаждении на воздухе или даже в форме
получить не только перлитные, но и бейнитные и мартенситные
структуры, а следовательно, и высокие значения твердости, хотя,
как видно из рис. 238 164 ], квазиизотропия прн этом понижается.

* Согласно [410 |, предпочтение при легировании следует отдать никелю,
как элементу повышающему предел текучести без снижения пластичности. Как
оптимальное рекомендуется содержание 1,5% Ni и 0,3% Мп. Молибден не при-
носит в этом отношении пользы.

** Согласно исследованиям ЦНИИТмаша, двойная нормализация все же
заметно повышает усталостную прочность высокопрочного чугуна.
Изменение механических свойств чугуна при нормализации

Состояние чугуна	Механические свойства					Температурный порог хрупкости  в °C
	а?  а е>”	°0,2 В ^ММ*	в В %		ан в кГ-м/см* (без надреза)	
	Перлитный серый чугун [64J					
Исходное	35,2	—	— 1	217 I	2,5	—
Норма лизов а иное	46,0	—	— 1	248 |	2,5	—
	Ферритный ковкий чугун [11]					
Исходное	35,6	24,0 I	12,3 1	1 140 I	2.2 | с Над-	
Нормализованное	67,5 1	47,0	1.5	| 225 1	0,5 j Ре30м	
	Перлитный высокопрочный чугун [45]					
Исходное	65,0	—	2,1	255	0,9	—
Нормализованное	73,0	—	1,9	285	0,9	—
Исходное	62,0	—	4,8	207	2,5	—
Нормализованное	64,2	— .	3,0	285	1,5	—
	Перлитный высокопрочный чугун [426]					
Исходное |	15% Sj.	69,0	34,6	6	237	4,5	50
НормалI 0,02% Р	88,0	52,5	5	304	3,9	5
зованное J						
Исходное |	2 5% Si;	60,4	41,8	2,5	258	2,7	90
Нормали-	0 08% р	74,2	59,0	2,0	300	2,5	88
зованное 1						

Нормализацию, следовательно, нужно рассматривать только как
упрощенный и несовершенный вариант закалки и отпуска и изо-
термической закалки. Эти виды термообработки отличаются наибо-
лее широкими возможностями в отношении получения разнооб-
разных структур и свойств отливок, в особенности при чугунах
высших марок, в первую очередь с компактным или шаровидным
графитом, характеризующихся не только более высокой пластич-
ностью, но и большей прокаливаемостью, как это видно, напри-
мер, из рис. 239, по данным С. И. Витензон и Н. М. Гранкина [43].

Общий характер изменения механических свойств чугуна при
закалке с отпуском и изотермической за-
калке по разным данным представлен на рис. 240. Видно, что
39?
Продолжительность выдержки* ч

Рис. 237. Влияние отпус-
ка на механические свой-
ства нормализованного
ковкого чугуна

Рис. 238. Влияние легирования на твердость и квазиизо-
тропию высокопрочного чугуна в сыром (а) и в нормали-
зованном (б) состояниях
при быстром охлаждении в процессе закалки и образовании мар-
тенситных структур происходит резкое понижение прочностных,
пластических, вязких (а также упругих) свойств чугунов. С по-
вышением же до известного предела температуры последующего
отпуска или температуры среды при изотермической закалке ука-

Ю 20 30 40 50 60 70 80	10 20 30 40 50 60 70 80

Диаметр образцов* т

Рис. 239. Влияние непрерывной (а и б) и изотермической (в и г) закалки
(360° С) на распределение твердости по сечению отливок: а и в — се-
рый чугун; биг — высокопрочный чугун

занные свойства постепенно возрастают, достигают максимума
(примерно при 300—400° С) и затем монотонно снижаются, твер-
дость же и циклическая вязкость (рис. 179) изменяются в обрат-
ном направлении. Абсолютные значения всех этих свойств зависят
от формы и количества графита, а также от состава чугуна. Чем
совершеннее форма графита и чем больше (в определенных пре-
делах) содержание легирующих элементов в чугуне [3561, тем
выше не только абсолютные значения показателей механических
394
свойств, но и относительная эффективность термической обра-
ботки. Поэтому наилучшие результаты получаются при терми-
ческой обработке высокопрочного и ковкого чугунов. Эффектив-
ность же закалки и отпуска, а также изотермической обработки
серого чугуна повышается с увеличением количества стального
скрапа в шихте, а следовательно, с понижением содержания угле-
рода и размельчением графита (рис. 240, а). Вместе с тем исход-
ная структура матрицы не оказывает сколько-нибудь значитель-

Рис. 240. Влияние закалки и отпуска на механические
свойства серого (а), ковкого (6) и высокопрочного (в) чугунов
(вверху — после закалки и отпуска; внизу — после изотер-
мической закалки)

ного влияния на результаты термической обработки улучшения
[345]*, если только выдержка при аустенизации достаточна для
получения равновесного насыщения. В противоположность этому
условия аустенизации (температура, длительность выдержки) мо-
гут оказать весьма заметное влияние на результаты процесса.
И действительно, как видно из рис. 241 [395], повышение темпе-
ратуры аустенизации заметно увеличивает твердость и прочность
чугуна за счет соответствующего понижения пластичности и вяз-
кости, что объясняется образованием более углеродистого мар-
тенсита и последующим увеличением количества выделяющихся

* Несколько более высокие значения прочности н меньшие значения пла-
стичности при исходной перлитной структуре ковкого чугуна на рис. 240, б
объясняются повышенным содержанием марганца.
карбидов. Следует учесть, что при превышении температуры аусте-
низации сверх определенного предела механические свойства чу-
гуна понижаются, что является следствием процессов окисления,
укрупнения структуры и увеличения количества остаточного
аустенита.

Однако, как видно из рис. 241, порог хрупкости Ткр, зависящий
не от этих факторов, а от состава чугуна и величины ферритного

Рис. 241. Влияние температуры аустенизации на механические свойства зака-
ленного и отпущенного в исходном состоянии ферритного высокопрочного чу-
гуна: а—1,5% Si, 0,01% Р; 6 — 2,5% Si, 0,1% Р (выдержка при закалке
4 ч, отпуск 600° С — 4 ч; сплошные линии — охлаждение в воде после отпуска,
штриховые — охлаждение в печи после отпуска)

зерна, может оставаться неизменным при повышении темпера-
туры аустенизации (у чугуна с низким содержанием кремния
и фосфора) или изменяться в ту или другую сторону (у чугуна
с повышенным содержанием указанных элементов) в зависимости
от скорости охлаждения после отпуска. При этом порог хрупкости
в последнем случае повышается с увеличением температуры
аустенизации при медленном охлаждении чугуна, при охлаж-
дении же в воде с 650—700° С порог хрупкости с повыше-
нием температуры аустенизации сначала понижается вследствие
лучшей гомогенизации, а потом остается без изменения. Неко-
торое влияние оказывает также длительность процесса аустени-
396
яации. Как показывают исследования [400], и эта функция имеет
максимум, причем чем выше температура, тем меньше выдержка
для достижения максимума твердости.

Из рис. 241 видно, что зависимость ударной вязкости от ско-
рости охлаждения после отпуска (600' С) наблюдается только
у чугуна с более высоким фосфором, что и определяет его склон-
ность к отпускной хрупкости, которая, однако, не проявляется
при низких температурах аустенизации (750—770° С) ни в отно-
шении величины ударной вязкости, ни в отношении порога хруп-
кости. Это обстоятельство, как и более высокая пластичность
такого чугуна, является причиной рекомендации закалки, в том
числе изотермической, с нагревом до температуры внутри крити-
ческого интервала (аустенито-ферритного состояния), которая про-
пагандируется А. А. Горшковым и М. В. Волощенко [45; 185],
а также зарубежными исследователями [395; 476]. В этом случае,
например, при режиме изотермической закалки 830 -> 350° С
основной структурой после закалки является феррит с равно-
мерно распределенным трооститом. Чугун этот характеризуется
большой устойчивостью против отпуска (до 500° С), небольшой
твердостью, а следовательно, удовлетворительной обрабатыва-
емостью и высокой прочностью и вязкостью [45]:

1  vMiiep.i । у ।<»। и у < к.1 и "С j	(1(I и /,7‘ мм’ 1	* п %	UH и кГ-м см- (без надреза)	HI3
До 01 пуска	74,9	5,1	4,2	241
350	77,6	6,0	4,4	241
370	76,3	6,6	5,3	248
400	77,3	8,0	3,8	241

Кроме того, чугун этот отличается также высокой усталост-
ной прочностью даже по сравнению с термически улучшенной
сталью [49]:

Состояние cn.iar.or.	О ] и кГ/мм2	П-1К и к Г /мм2	т-1	п кГ'Л.м*	T-JK в кГ/мм:
Чугун:					
нормализованный	26,5	12,5		18,4	14,0
изотермически зака- ленный по режиму 830->350°С	33,5	23,0		24,6	23,0
Сталь 45 улучшенная	33,5	15,0		18,7	16,5
Однако наиболее правильная оценка различных режимов тер-
мической обработки с точки зрения улучшения получается при
сопоставлении механических свойств как функции твердости или
какого-либо другого свойства. Такое сопоставление по данным
Е. Рутковского [470] сделано на рис. 242, который ясно иллю-
стрирует преимущества изотермической закалки, в том числе
и с аустенито-ферритиого состояния. Следует указать, что механи-

Рис. 242. Сопоставление
механических свойств вы-
сокопрочного чугуна при
обычной и изотермичес-
кой закалке: сплошные
линии — закалка и от-
пуск, штриховыелинии —
изотермическая закалка

ческие свойства при этой термической обработке, особенно за-
калке с аустенито-ферритного состояния, могут быть еще больше
повышены легированием чугуна (0,2—0,3% никеля, меди или
молибдена), что вследствие высокой прокаливаемое™ применимо
для отливок сравнительно большой толщины [45]:

Толщина отливки в мм	0в D КГ /ММ1	6 в %	ан в кГ-м/см- (без надреза)	НВ
	Нелегированный чугун			
25	80,1	4,5	3,0	269
65	79,0	4,0	2,8	269
95	78,0	3,0	2,5	269
	Чугун с 0,25% Си			
25	89,4	5,6	6,5	269
65	83,5	5,5	5,2	261
95	85,5	6,0	4,4	261
При благоприятном составе чугуна, в частности при низком

Содержании фосфора, и надлежащей термической обработке можно

получить и более высокие механические свойства. Так, напри-
мер, по данным Р. Л. Снежного и др. 145] максимальные свойства
(о, = 125 кГ/мм2 при 6 = 3%) получились при изотермической
накалке (950->300° С). Примерно такую же прочность получил
М. В. Волощснко [45] после.закалки и отпуска с 350° С, а при
легировании Si, Ni, Мо и Nb прочность чугуна после изотерми-

ческой закалки достигла даже ав 150-:- 155к/7лш2 при б =
= 2ч-4%. Такие же высокие значения прочности приводятся

возможных разрушениях
в условиях пониженных
температур.

Особый интерес и боль-
шое применении имеет и о -
в е р х н о с г и а я з а-
к а л к а (огневая или еще

Рис. 243. Влияние режима термической обра-
ботки на ударную вязкость и температурный
порог хрупкости:

/ uanor/Kiir (900° С — 6 ч, охлаждение d печи
Д'» /50 , ,1 затем на воздухе); 2 — нормализация
и нормализация е отпуском: 3 — закалка н
отпуск

чаще токами высоком частоты), что дает возможность сочетать
высокую поверхностную твердость, а следовательно, износостой-
кость с вязкой сердцевиной. С этой точки зрения, по-види-
мому, наибольший интерес имеет поверхностная закалка плас-
тичных чугунов (ковкого, высокопрочного). Однако такая закалка
ввиду больших скоростей нагрева (больше 25 град/сек) очень
чувствительна к исходной структуре чугуна и практически
применима только при небольшом количестве феррита: для
высокопрочного чугуна — не более 30%, для серого—еще меньше,

так как в противном случае вследствие медленного насыщения
матрицы углеродом прогрев и закалка получаются слишком
глубокими. Как видно из табл. 31 [261, поверхностная твердость тем
больше, чем выше температура и меньше скорость нагрева.
Однако пользоваться такими параметрами для поверхностного
нагрева ферритного чугуна невозможно, так как это приводит
к слишком большой глубине закалки. Поэтому для поверхностной
закалки ферритного чугуна разработаны особые режимы, напри-
мер, двухкратный нагрев с охлаждением на воздухе и в воде [4541.
Первый этап процесса имеет целью насыщение аустенита наруж-
ного слоя отливки углеродом, а второй — закалку.
Влияние исходной структуры высокопрочного чугуна
и термического режима высокочастотного нагрева
на поверхностную твердость отливок

Исходная структура	i  Скорость на-  1 грева  I в град, сек	Твердость ЙRC прн температурах нагрева под закалку в °C				
		950	1000	1050	1100	1150
	25	53—60	52-60	48-57	45—55	—
Перлитная	50	50-58	50—58	50—58	48-58	—
	100	48—58	54-58	50—58	48—58	—
Перлито- ферритная	25	42—52	48—55	52—58	48—58	—
	50	40-52	47—57	52—58	49-58	—
	100	35—50	45-56	50-57	50—57	—
Феррито- перлитная	25	23—37	28—42	34—45	43—52	45—54
	50	15—32	23-38	32—42	35—48	40—52
	100	8-24	12—30	25-40	36—48	40—52
	25	10-20	17-30	26—39	35—45	40—52
Ферритная	50	6-15	12-24	20-35	30-43	38-48
	100	3-13	5-17	14—29	24—37	37—44

Характер распределения твердости по глубине отливок из
серого и высокопрочного чугунов при исходной перлитной струк-
туре представлен на рис. 244 [9; 641. При этом легирование (нике-
лем, хромом и другими подобными элементами) повышает прока-
ливаемость, а следовательно, и глубину закалки. Кроме того,
вследствие уменьшения скорости превращения в этом случае
становится обычно возможно охлаждение на воздухе после по-
верхностного нагрева вместо охлаждения водой, что уменьшает
опасность образования трещин. Таким образом, поверхностная
закалка представляет весьма удобный и важный метод повышения
износостойкости, не говоря уже о том, что при этом значительно
повышается усталостная прочность, в особенности при наличии
400
надреза. Об этом свидетельствуют, например, данные о пределе
усталости чугуна ВЧ 50-1,5 13411:

Без надреза С надрезом

Без поверхностной обработки ............... 19,5	13,5

С поверхностной высокочастотной закалкой
(глубина закалки 2 лъи).................... 25,5	27,5

Рис. 244. Распределение твердости по глубине в отливках при огневой (а, 6}
и индукционной (в, г) поверхностной закалке серого («, в) и высокопрочного
(б, г) чугунов в зависимости от длительности закалки (0,5, 3,0 и 3,5 сек) и исход-
ной структуры

(/ — перлитная; 2 — феррнтпо-перлптная; 3 — ферритная)

57.	Влияние температуры

Общая закономерность влияния повышенных температур на
механические свойства чугуна заключается в уменьшении показа-
телей прочности, твердости и упругости с одновременным повыше-
нием до определенного предела пластичности и вязкости, после
которого и эти свойства начинают понижаться. Сопоставляя меха-
нические свойства разных чугунов при кратковременных испыта-
ниях, можно видеть (рис. 245), что прочность чугуна характери-

26 Н. Г. Гиршович 707	401
зуется минимумом при 150—250J С, но при 350—450э С уже мало
отличается от прочности при нормальной температуре и только
после этого начинает монотонно и интенсивно понижаться (11;
341 ]. Однако в высокопрочном чугуне эта аномалия (хотя и от-
мечена на рис. 245) обнаруживается реже. Причина образования

Рис. 245. Механические свойства при кратковременных испытаниях
разных чугунов: а — серого; б — ковкого; в — высокопрочного

л 18000

- 16000

- !ЧООо\
- 12000

- юооо 51
«о

-8000

-6000

указанного минимума окончательно еще не определена; предпо-
лагается, что это является следствием напряжений второго рода,
образующихся из-за разницы в коэффициенте расширения цемен-
тита и феррита в перлите, * магнитных превращений карбидов,

* О. Ю. Коцюбинский [339] уделяет напряжениям особое внимание и ими
объясняет, почему указанное явление обнаруживается главным образом в пер
литных чугунах.
выделения газов, дисперсионного твердения и других факторов.
Во всяком случае можно полагать, что частое отсутствие этого
минимума на высокопрочном чугуне свидетельствует о том, что
газам в этом вопросе принадлежит не последняя роль.

Весьма интенсивно и притом монотонно падает во всех чугунах
модуль упругости, что для области температур до 700° С может
быть, примерно, выражено формулой [341]

Et -- Е(1 — at — р/2),	(III. 53)

где Е и Et — модуль упругости при нормальной и повышенной
(/) температурах (°C);

аир — коэффициенты, значение которых для высоко-
прочного чугуна составляют соответственно
0,0068-10"2 и 0,0044-10 "4.

Вместе с тем, циклическая вязкость чугуна вовсе не изме-
няется при повышении температуры, что опровергает утверждения
о строгой и однозначной связи между этим свойством и модулем
упругости и свидетельствует о существовании более сложной
зависимости.

Характер кривой изменения пластичности чугуна с темпера-
турой представляется сначала (до 400—500° С) почти горизон-
тальной, часто даже слегка ниспадающей кривой, за которой
следует резкий подъем (рис. 245), достигающий максимума в об-
ласти 800 —1000J С, после чего наступает столь же резкое падение
при более высоких температурах. Таким образом, вблизи эвтек-
тической температуры все чугуны, как и другие сплавы, отли-
чаются очень низкими значениями прочности, упругости и пла-
стичности. Примерно так же изменяется и ударная вязкость
чугуна, хотя соответствующая кривая зависимости от температуры
носит более сложный характер в связи с разным изменением
прочности и пластичности.

Особый интерес представляет горячая твердость, простота
определения которой дает возможность оценить и соответствую-
щую прочность чугуна, поскольку характер влияния температуры
в обоих случаях приблизительно одинаков. Интенсивное падение
твердости, которое начинается примерно с 430° С, может быть
выражено формулой [474 1

НВ -Лехр(-ВТ),	(HI. 54)

где В — коэффициент смягчения, колеблющийся для температур
выше перегиба в пределах (30->36)• 10”4 (меньшее зна-
чение соответствует серому чугуну, большее — ковкому
и высокопрочному).

Влияние химического состава чугуна на его свойства при
повышенных температурах в большинстве случаев примерно
26*	403
такое же, как при нормальной температуре. * Уменьшение эвтек-
тичности повышает кратковременную н длительную прочность
серого чугуна, что обусловлено уменьшением количества и раз-
мельчением графита. Еще благотворнее сказывается компактная
и шаровидная формы графита в ковком и высокопрочном чугунах
(табл. 32) и примерно в том же соотношении, что и при нормальной

__	Таблица 32

Сравнительная прочность разных чугунов при повышенных температурах

Наименование материалов	Механические свойства при температурах в °C									
	20		425				500			
	в кГ/мм1	а	Кратковре- менное ис- пытание		Длительное испытание 4000 ч		Кратковре- меннос ис- пытание		Длительное испытание 4000 ч	
			zKH'/JX я  %  		1	Ог ал о я 9 ।	i  в кГ/мм*	И	в кГ/мм*	са  •о	д о и	CQ  •О
Литая углеро- дистая сталь  Высокопроч- ный перлитный чугун  Высокопроч- ный ферритный чугун  Ковкий чугун перлито-феррит- ный  Ковкий чугун ферритный  Серый чугун модифицирован- ным	56,2  59,7  44,1  49,6  25,8  22,3	21,3  1,2  15,8  2,2  5,9	40,6  57,9  35,9  39,3  20,3  22,0	23,8  7,2  14,6  4,8  4,7	20,8  26,5  22,2  20,8  11,7  13,0	22,4  10,8  6,2  6,9  7,0  1,2	25,4  37,0  22,8  24,0  12,8  16,3'	29,8  11,1  15,2  5,8  4,6	10,8  13,2  8,0  9,1  7,4  7,0	16,5  1,9  11,2  7,9  9,2  0,9

температуре. При этом легирующие элементы так же или еще
более полезны, чем при нормальной температуре. Наиболее
эффективным из них является молибден, который повышает
не только кратковременную и длительную прочность, как это

* Из этого общего правила есть, однако, ряд исключений. Возможно, что
самым ярким из них является то, что фосфор и мышьяк повышают механические
свойства при температурах выше 200° С в то время как при нормальной темпера-
туре они их понижают или не влияют на них [53]. Установлено, например,
что при 400° С чугун с 0,1% As и 0,1% Р имеет — 84,3 кГ/мм-> а при более
низком содержании фосфора и отсутствии мышьяка od — 56,7 кГ/мм2. Точно
так же и удлинение этих чугунов значительно больше в области температур
300-550° С.
видно из рис. 246(474], но и сопротивление ползучести чугуна.
Максимум этого влияния проявляется при 1,5—2,0% Мо; как
и при действии других элементов и факторов, оно уменьшается
по мере повышения температуры, так что длительная прочность
чугуна при 650° С уже мало зависит от легирования. Подобно
молибдену благоприятно действуют, хотя и с меньшей интенсив-
ностью, хром и никель, в частности путем присадки природно-
легированного халиловского чугуна, как показано в табл. 33 [1881.

Рис. 24G. Влияние молибдена на
кратковременную (сплошные ли-
нии) и длительную в течение
100 ч (штриховые линии) проч-
ность серого чугуна

Влияние хрома особенно бла-
гоприятно в области высоких
температур еще и по той причине,
что он стабилизирует структуру.

Рис. 247. Влияние углерода и тем-
пературы на длительную прочность
ферритного ковкого чугуна:

1 — чугун с низким углеродом: 2 —
чугун с высоким углеродом

При высоком же содержании графитизирующих элементов, в част-
ности кремния, можно опасаться понижения прочности вследствие
распада перлита. Однако медь в количестве около 0,5% в этих
случаях весьма полезна, особенно в высокопрочном чугуне. При
этом можно вновь отметить общую закономерность: чем выше тем-
пература, тем в меньшей степени влияет состав металла. Под-
тверждением этого, например, в отношении ковкого чугуна может
служить рис. 247 14321, из которого видно, что преимущества
низкого содержания углерода проявляются только при температу-
рах до 425°С. Однако легирование никелем, хромом, медью и мо-
либденом, как видно из табл. 33 и других работ, например [468],
все же сохраняет в ряде случаев свои преимущества в области
повышенных температур, но главным образом при длительных
испытаниях; при кратковременных же испытаниях это проявляется
в малой степени.

Указанное справедливо также для ползучести, которая про-
является на чугуне, начиная с 350—400° С. В этом случае
405
Влияние хрома и никеля (путем присадки халиловского чугуна)
на длительную прочность серого чугуна

№ п/п	Сг и %	Ni в %	Хал илов- ск и й чугун в шихте в %	Длительная прочность б^л за 10 000 в кГ/мм* при температуре в °C		
				350	500	600
1	0,05	Следы	0,0	21,5	5,8	1,4
21	0,42	0,22	20,0	Не определялась	6,5	1,9
3	0,49	0,27	30,0	27,0	7,3	2,3
4	1,06	0,63	60,0	29,0	10,2	3,4
1 Чугун модифицировался енликокальцнем.						

высокопрочный чугун, особенно перлитный, имеет явные преиму-
щества перед серым чугуном, хотя легирование может иногда
и изменить это соотношение. И действительно, как видно из
рис. 248 [64], серый чугун, легированный молибденом и хромом,
характеризуется при малых скоростях ползучести большим сопро-
тивлением, чем нелегированный чугун с шаровидным графитом.
Однако это не всегда наблюдается, и при больших скоростях
ползучести высокопрочный чугун, даже ферритный, отличается
более высокими свойствами, которые могут быть еще улучшены
путем легирования и перлитизации структуры (рис. 248). Самыми
же высокими свойствами в этом отношении характеризуются
аустенитные никелевые чугуны (рис. 249)* с пластинчатым и
особенно с шаровидным графитом, несмотря на то, что при нор-
мальной температуре они уступают по прочности обычным перлит-
ным чугунам [64]. Некоторые из этих чугунов, как видно из
рис. 250 [433], по кратковременной и длительной прочности
весьма близки к аустенитной стали 1Х18Н9, хотя по сопротивле-
нию ползучести они ей в значительной мере уступают. Проект
ГОСТа на жаропрочный чугун, разработанный ЦНИИТмашем
(табл. 34), предусматривает поэтому только аустенитные чугуны
с шаровидным графитом, которые должны удовлетворять опре-
деленным требованиям по механическим свойствам при нормаль-
ной и повышенной температурах.

Скорость ползучести чугунов, приведенных в табл. 34, при
600С за время 400—1200 ч при напряжении 4 кГ/мм? составляет

♦ Чугуны эти, например ЧН15Д7Х2 (типа нирезист), содержат около 15%
Ni, 7% Си и 2% Сг, однако возможны и другие составы с более высоким содержа-
нием никеля и различным содержанием меди, хрома и молибдена.
a)

42^.Qt6l%0rt Qd4%Mo^

28	 -

1

21
14

7
4,2
2,8
2J
1,4
V

- 427*C

^0,42
* 0,28

5
*

______ОЛЗЪМо* О.ПСа
041\Сг, IMUfi, 0,44XfO

0000! 0001 oot 01 1,0 10,0

8)	Минимальная скорость ползучести, 70/ч

с

47
2,8
2,1
/,4
0,7
0,42
0,28

42
28
2!
14

Минимальная спорость ползучести* 7ъ[ч

0,000/0.00! 0,01 0,1 1,0 10,0

Рис. 249. Сравнительная ско-
рость ползучести аустенит-
ных, ферритных (кремнистых)
и перлитных (никелевых) чу-
гунов

Рис. 248. Пределы ползучес-
ти серого чугуна (а), высо-
копрочного ферритного (б) и
перлитного (в) чугунов при
разных температурах в зави-
симости от скорости ползу-
чести
1,0-10-4, длительная прочность при 600и С составляет <т^л14о0 =
— 12 кПмм\ а для марки ЧН19МШ эта прочность соответствует
даже 2800 ч. Таким высоким свойствам аустенитных чугунов
при повышенных температурах, несомненно, благоприятствует не
только их химический состав, но и стабильность структуры.

Поэтому в указанных условиях также эффективны, хотя
и в меньшей степени, чугуны со стабильным ферритом, например

Продолжительность, ч

Рис. 250. Механические свойства
аустенитных чугунов при повы-
шенных температурах: а—крат-
ковременная прочность; б—дли-
тельная прочность; в—сопро-
тивление ползучести

/ — сталь 1Х18Н9; 2 — аустенит-
ный чугун с шаровидным графитом
с 20% NI, 1,15—2.5% Сг и 1% Мо:
3 — то же без Мо; 4 — то же без Сг
и Мо; 5 — аустенитный никелневый
чугун ЧН15Д7Х2 по ГОСТу 7769-63
(типа нирезист) с пластинчатым
графитом

кремнистый чугун, ЖЧС-5,5 или превосходящий его по свой-
ствам ЖЧСШ-5,5 с шаровидным графитом. *

В общем же следует указать, что чугун вследствие высокого
содержания углерода, даже при самых благоприятных структуре
и составе, не отличается высокими жаропрочными свойствами
и применим только в условиях сравнительно низких температур,
обычно не выше 350—450° С.

В ряде случаев в условиях повышенных температур удовлет-
ворительно работают также отливки из белого чугуна, чаще
всего легированного хромом. На рис. 251 представлена для срав-
нения с аустенитными и перлитными чугунами горячая прочность
белого высоколегированного чугуна типа хромэкс с содержанием
28—34% Сг (Х28Л и Х34Л по ГОСТу 2176—57). Чугуны Х28Л

♦ По ГОСТу 7769—63 чугуны ЖЧС-5,5 и ЖЧСШ-5,5 (типа силал) содержат
в среднем 5,5% Si.
и Х34Л, как и перлитные,
характеризуются более ин-
тенсивным падением прочно-
сти с ростом температуры,
чем аустенитные чугуны.
Пластичность этих чугунов,
очень низкая при нормаль-
ной температуре, растет на-
чиная с 400° С и достигает
максимума (—100%) при
температурах около 900—
1050° С, когда происходит
превращение феррита в аус-
тенит. Ударная вязкость
также растет с повышением
температуры и также дости-
гает максимума в аустенит-
ном состоянии, как это видно
на рис. 251, а [401]. Меха-
нические свойства высоко-
хромистых чугунов в силь-
ной степени зависят от хи-
мического состава и режима
термообработки. Что касает-
ся состава, то наиболее важ-
ными элементами являются
углерод и кремний: первый,
как видно из рис. 251, б [396],
повышает, а второй понижает
прочность при высоких тем-
пературах, на пластические
же свойства оба элемента
действуют отрицательно.

Еще большее влияние на
механические свойства этих
чугунов оказывает термичес-
кая обработка, посредством
которой можно получить
аустенитную (115(Г С воз-
дух), мартенситную (1000 С-^
воздух) или ферритную
(1000°С-> охлаждение в печи)
структуры, а следовательно,
и соответствующее измене-
ние механических свойств.
Кроме того, при термичес-
кой обработке этих чугунов

Механические свойства	|	и 1 II	iww/jx а  	3_	000 81-000 II		
		н			
		% а q	101— Z		
		zwvr/jx а З'Ор	ОО		
		8жж/jx а %	0E-S3		
	о о о СЧ  11	яя	993—051		
		% в 9	7		
		ХН’ИГ/я %	о хг		
1	Химический состав в %	I	1 Мо	(не более)	1	см  со о*	1
	Z		17—20	17—20	10—12
	о		2,5—3,5	1	1—2
	СО		0,02	0,02	0,02
	О.  с		о о*	0,05	0,05
			1—1,6	1—1,6	6-8
	1 IS		18—2,5	1,8—2,5	18—2,5
	и		2,5—3,0	о со*  оГ	2,5-3,0
Марки чугуна			ЧН19ХЗШ	ЧН19МШ	3 ю  й  X

л<зкне значения относятся к чугуну марки ЧН19ХЗШ.

ысо кне значения относятся к молибденовому чугуну марки ЧН19МШ.
возможно также дисперсионное твердение (при 400—550° С)
и образование о-фазы при 650—800° С, что отражается, ко-
нечно, на механических свойствах (табл. 35), причем в этом слу-
чае главным образом понижаются пластичность и вязкость чугуна.

Общая закономерность изменения механических свойств при
пониженных температурах заключается в некотором повышении
прочности и твердости и уменьшении пластичности и вязкости, но

Рис. 251. Влияние температуры (а) и углерода и кремния (б) на механи-
ческие свойства высокохромового чугуна типа хромэкс

эти изменения значительно зависят от типа и структуры чугуна.
В обычном сером (перлитном) чугуне они сравнительно невелики
и в среднем составляют:

Температура в °C	О. » %	°и в %	f в %	ан в %	НВ в %
+24	100	100	100	100	100
0	103	100	103	98	100
—20	106	105	103	91	105
—35	—	116	100	88	105
—80	111	—	—	85	ПО
—180	114	—	—	72	135

Как видно из этих данных, прочность перлитных чугунов
повышается в небольшой степени при понижении температуры.
410
Влияние дисперсионного твердения (475* С, 8 дней)
и выделения о-фазы (700° С, 16 дней)
на механические свойства высокохромового чугуна
(33% Сг, 1,1% С, 2,0% Si)

Состояние чугуна	HV	%	в кГ/мм*	Ь в %	ан в кГ ‘М/см2 (без надреза)
При нормальной температуре					
Сырое	300		47,6	—	0,56
После дисперсионно-	390		44,5	—	0,49
го твердения					
После	выделения	490		40,7	—	0,42
а-фазы					
Г	1рп повышенной		температуре		
Сырое, 475° С	—		61,6	1,0	3,9
» , 700° С	—		17,6	24,0	7,6
После дисперсионно-	—		53,2	1,0	2,9
го твердения, 475° С					
После	выделения				28,4	1,0	0,7
сг-фазы, 700° С					

Ферритные же чугуны упрочняются в большей степени и меньше
теряют свои пластические свойства, как это видно, например,
из испытаний серого чугуна при —269° С [4241:

Структура чугуна	Температура 4-20® С		Температура —263° С	
	afl в кГ/мм*	6 в %	Од в кГ/мм*	6 В %
Перлитная	22,3	—	19,8—22,3	—
Перлито-ферритная (с междендритным графи- том)	18,2—18,7	—	27,2—33,0	0.4—0,8

Все свойства серого чугуна, в том числе и ударная вязкость,
монотонно изменяются с понижением температуры без какого-либо
скачка. Это объясняется, по-видимому, тем, что чугун при этих
температурах находится уже в области ниже порога хрупкости.
Преимущества ферритной структуры сохраняются также и у вы-
сокопрочного чугуна, о чем свидетельствуют следующие данные:
Структура чугуна	Температура -f-20° С		Температура —269° С	
	в кГ/мм1	д в %	св в кГ/мм1	6 В %
Перлитная	67,5	5,0	49,0-52,0	—
Ферритная	36,0	27,0	59,0	1,4

В то время как высокопрочный чугун с перлйтной структурой
значительно теряет в прочности при очень низких температурах,
ферритный чугун теряет при этом только в пластичности, проч-
ность же его значительно увеличивается.

Еще большие преимущества имеют аустенитные чугуны. Упроч-
нение происходит в этом случае более интенсивно, а ударная
вязкость мало изменяется или даже повышается до темпера-
туры превращения и только потом уже резко падает. Так,
например, для аустенитного чугуна с пластинчатым графитом
и с температурой превращения —88° С найдено [621:

Температура в °C	4-20	—20	—Го	—60	—80	— 100	—120
(Ув в кГ/мм2	13,7	—	14,3	15,1	17,0	20,7	24,5
НВ	97	103	102	108	105	143	184
ан в кГ-м/см2	2,24	3,20	3,16	4,00	3,95	2,69	2,16

Примерно так же изменяются механические свойства ковкого
и высокопрочного чугунов,* только ударная вязкость их более
резко падает при переходе через порог хрупкости, твердость же
их при этом мало изменяется:

Температура в °C	+П	0	-30	—48	-92	—123
в кГ/мм2	45,5	47,5	48,1	50,5	52,0	51,8
ан в кГ-м/см2	3,36	1,82	1,26	1,26	0,53 I	| 0,33
НВ	173	169	158	171	165	| 165

* В других исследованиях [53] обнаружена аномалия при 0° С, заключаю-
щаяся в резком уменьшении прочности и пластичности высокопрочного чугуна.
Причина этого, возможно, связана с испытанием образцов в ледяной воде.
412
Особый интерес представляет изыскание чугунов с повышенной
прочностью и достаточной пластичностью при очень низких тем-
пературах (—200° С или —269°, т. е. при температурах жидкого
азота и гелия). Очевидно, что такой хладновязкий чугун должен
быть высоконикелевым сплавом с аустенитной структурой, ха-
рактеризующейся низко расположенным порогом хрупкости. Ис-
следования показали, что такими свойствами обладает аустенит-
ный чугун (2,44% С; 2,25% Si; 3,92 Мп; 22,0% Ni; 0,25% Сг
и 0,12% Mg), характеризующийся следующими свойствами прн
низких температурах после нормализации с 900°С [3931:

Темпера- тура р °C	<Tfl в кГ/мм*	°0.2 В кГ/мм*	б в %	в %	ан в кГ-м/см* (по Шарли)
20	42-48	18-24	25-45	20—45	3,5—5,0
0	42—50	20-27	25—45	20—45	3,7—5,2
—50	42-52	22—30	30-47	25—45	3,7-5,5
—100	45-55	25-35	30—50	25-50	3,7—5,9
—150	53—65	38—48	25—40	20-35	3,0—5,5
— 196	56—70	40—50	20-35	20—30	3,0—5,0

Особенно важно отметить, что ударная вязкость чугуна сохра-
няется высокой: даже после выдержки при —196° С в течение
2550 ч она была в пределах 4,2—4,8 кГ^м/см? по Шарли, что сви-
детельствует о том, что даже при температуре —196° С чугун не
перешел в хрупкое состояние. Весьма высокие свойства подоб-
ного рода показал также аустенитный высоконикелевый чугун
(2% С; 1,8% Si; 0,5% Мп; 0,02% Р; 0,02% S; 30% Ni) с пла-
стинчатым и шаровидным графитом при температуре —269° С
[4241:

Форма графита	Температура 4*20° С		Температура —269° С	
	ав в кГ/мм*	б в %	ад в кГ/мм*	д в %
Пластинчатая	27,0	5,0	55,0	2,4—3,9
Шаровидная	35,5	7,0	72,0	3,6—4,0

В заключение следует отметить, что прочность аустенитных
чугунов, как и ферритных, резко повышается при очень низких
температурах, пластичность также сохраняется сравнительно вы-
сокой, так что эти чугуны в наибольшей степени пригодны для
работы в указанных условиях.
58. Аналитическое и графическое определение состава
чугуна для получения заданных механических свойств

В литературе предложено много способов определения состава
чугуна, обеспечивающих получение заданных механических
свойств. Очевидно, что все эти формулы и диаграммы пи в какой
мере не являются универсальными и имеют ограниченное примене-
ние только для тех условий и технологических параметров, на
основе которых они созданы. Несмотря на это, сделанные реко-
мендации представляют несомненный теоретический и практи-
ческий интерес, так как дают представление об относительном
влиянии разных факторов и в качестве первого приближения
могут все же служить для практических расчетов. Таковы, на-
пример, формулы, выведенные на основе статистической обработки
большого количества данных для серого чугуна при колебании
состава в пределах 2,6—3,8% С; 0,9—7,8% Si; 0,1—1,3% Мп;
0,1—0,9% Р; 0,02—0,08%S 14191:

о, = 122,3 — 24,9С—6Si 4-2,5Мп—8,1Р ± 2,3 (в кГ/мм2)-, (III. 55)

НВ = 539 — 87С — 25Si -| 15Мп ± 12.	(111.56)

Однако отрицательное влияние на прочность чугуна фосфора
даже при малых его концентрациях, согласно формуле (III. 55),
противоречит другим данным. Следует также указать, что не
меньшую точность представляют более простые для применения
на практике формулы, устанавливающие связь между прочностью
и эвтектичностью. Некоторые из этих формул были уже приве-
дены ранее, например (III. 39), (III. 40). В других случаях (как
это сделано В. Паттерсоном), кроме химического состава, учиты-
вается величина зерна или размер графита, например:

о, = 71,7 — 54,83, + 0.24ЛГ ± 2,62 (в кГ/мм2), (III. 57)
где 3, — эвтектичность;

75 N — число зерен на 1 см длины.

№ Еще сложнее формулы, предложенные Р. Циглером и'Е. Нех-
телбергером [601, учитывающие не только величину эвтектиче-
ского зерна, но и основные характеристики графита (количество,
расположение, величину). Однако такие формулы пе могут быть
расчетными, так как величина зерна и графита заранее неизвестна.
Поэтому большее значение (как расчетные формулы) имеют выра-
жения, учитывающие перегрев чугуна или связанную с ним по-
правку на черное тело — 3:

о, = 105,5 -1- 0.025S — 21С — 6,5Si ± 1,7 (в кГ/мм2). (III. 58)

Весьма важны формулы, учитывающие толщину отливки или
в более общем виде — скорость затвердевания или охлаждения,
как это представлено в формулах (III. 46), (III. 47) и (III. 48).
414
Ряд формул (на основе уравнений регрессии) предложен для
высокопрочного чугуна, в частности для состава в пределах 3,34—
4,08% С; 2,15—3,17% Si; 0,34—0,90% Ni; 0,17—0,59% Мп;
0,038—0,088% Сг; 0,010—0,029% Р; 0,08—0,12% Си; 0,03-
0,109% Mg [467]:

1)	для сырого состояния

<rd = 0,34477В — 1,92Si —4,41 ± 3,9 (в кПмм-)\ (III. 59)

= 0,18277В -|- 6,85Si 4- 3,34Ni — 26,9Cr —

— 31,8Mg — 14,6 ± 2,51 (в кГ/мм-)\ (III. 60)
6=8,8—0,09277В4-7,84Si—22,2Mg—3,47C±2,9 (в %); (HI. 61)
2) для отожженного состояния

ав = 53,8 + 6,25Si + 2,35Ni — 7,4С ± 1,27 (в кГ/лш2); (III. 62)

Оу,2 = 42,3 4- 8,14Si 4- 3,54Ni + 4,2Мп —

— 9.88С ± 0,93 (в кГ/мм2);	(III. 63)

6	85,4 — 6,6Ni 4- 11,7Mg — 16,ЗС ± 2,6 (в %); (III. 64)

НВ = 91 4- 25,5Si ±7.	(III. 65)

Сравнивая приведенные формулы для чугуна в сыром и отож-
женном состояниях, можно оценить разницу во влиянии элемен-
тов, в частности, видно, что кремний, как уже раньше указыва-
лось, понижает прочность чугуна в сыром состоянии вследствие
феррнтнзации, но повышает в отожженном состоянии вследствие
легирования. Данные формулы не учитывают влияния фосфора
и серы, так как колебания в содержании этих элементов были
невелики. Интересны также попытки оценить формулами порог
хрупкости (ТКЛ и ударную вязкость высокопрочного чугуна
[416]:

1)	при наличии надреза

Ткр = — 25	55 (Si — 2) + 180 (Р — 0,01) -|-

Ч- 120 (Мп — 0,19) ± 1,16/7 (в °C); (III. 66)

2)	при отсутствии надреза

Ткр = - 50 4- 74 (Si — 2,5) 4- 240 (Р — 0,02) 4-

4-	1,38 (Мп —0,15) 4- 1,16/7 (в °C); (III. 67)
ан = 10,4 — 3,10 (Si - 2,5) | (1 —0,0054/7) (в кГ-м/см1), (III. 68)
где Si, Р, Мп — содержание соответствующих элементов в %;

П — количество перлита в %.

В этих формулах принято, что влияние элементов начинается
только с некоторой величины. Поэтому при получении отрица-
тельных значений для выражений в скобках их следует принимать
за ноль и исключать из расчета.
Еще многообразнее графические методы расчета, однако соот-
ветствующие прочностные диаграммы построены почти исключи-
тельно для серого чугуна, так как механические свойства ковкого
и высокопрочного чугунов зависят от термической обработки
в большей степени, чем от состава металла. Наиболее простые
из них представляют собой структурные диаграммы с обозначе-
нием на них равнопрочных областей. На рис. 252 эти области раз-
граничены прямыми линиями, как на диаграмме Маурера, при-
чем показано расширение области чугунов высокой прочности
при повышении перегрева. Однако прямолинейность границ между

Рис. 252. Прочностная диаграмма Кайля—Фра-
кенберга для серого чугуна

областями является, конечно, грубым допущением, опровергае-
мым всеми последующими исследованиями. И действительно,
как видно из диаграмм Ухлича—Аппеля (рис. 253), Н. Г. Гир-
шовича и А. Я. Иоффе (рис. 254) и из других данных, границы
областей с разной прочностью представляют кривые линии. При
пользовании этими диаграммами следует иметь в виду, что они
построены и справедливы для цилиндрических 30-миллиметровых
образцов (/? =--• 7,5 мм), которые согласно ГОСТу 1412—54 при-
няты для испытания. Анализ этих диаграмм показывает, что
наклон кривых очень близок к 0,3. Таким образом, одинаковая
прочность получается примерно при сумме С J- 0,3 Si, которая
и является главным определяющим фактором прочности серого
чугуна (рис. 200). Для пересчета прочности с 30-мнллиметровых
образцов на другие толщины отливок можно пользоваться при-
веденными ранее формулами (III. 44), (III. 45). Некоторые же
диаграммы, в том числе диаграмма Колло (рис. 255), дают воз-
можность прямого определения прочности и твердости в зависи-
мости от эвтектичности и толщины отливки. Ряд исследовате-
лей подтвердил правильность этой диаграммы, в особенности
для низкофосфористых чугунов, что наиболее характерно
416
Рис. 253. Прочностная диаграмма Ухлича—Аппеля для серого чугуна

Рис. 255. Прочностная диаграмма
Колло для серого чугуна в зависи-
мости от эвтектичности и толщины
отливок

Рис. 254. Прочностная диаграмма
Н. Г. Гиршовича и А. Я. Иоффе
для модифицированного чугуна с
разным содержанием хрома:

1 - белый и половинчатый чугуны;
11 — серый чугун

Области прочности: / — С
<24 кГ/мм2; ав < 10 кГ/мм2; 2-аи^=
254-36 кГ/мм2, <Тв - 104- 18 кГ/мм‘\

3 — Ои — 374-44 кГ/мм*. =
— 194-24 кГ/мм2‘, 4 - - пи — 454-
56 кГ/мм2\ ав = 254-35 кГ/мм2\
5 — Gu — 574-65 кГ/мм2\ (Jg = 364-
42 кГ/мм2

27 Н. Г. Гиршович 707

417
для литейной промышленности Советского Союза. На основе всех
этих данных построены комбинированные диаграммы и номограммы
для определения структуры и механических свойств чугуна в за-
висимости от состава металла и толщины отливок [38; 46; 208;
2841.

Глава XII

ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЧУГУНА

Физические свойства чугуна и чугунных отливок (плотность,
тепловые, электрические и магнитные свойства), в противопо-
ложность химическим и технологическим свойствам, не зависят
от внешних условий. Они являются объемными свойствами и зави-
сят только от металла — его состава и структуры, а следовательно,
и технологии получения. При этом главную роль в большинстве
случаев играет структура чугуна.

59. Плотность, удельный вес и удельный объем

Плотность d и удельный вес у представляют массу или вес
в единице объема и поэтому имеют размерность г/см3, кг!м3 или
Г/см3, кГ/м3. Удельный же объем представляет величину, обратную
плотности или удельному весу, и означает, следовательно, объем
единицы массы или веса. Определяющими для этих свойств факто-
рами являются состав чугуна (главным образом углерод, кремний,
алюминий) и его структура (главным образом количество графита
и пор, которые резко понижают плотность чугуна). При аналити-
ческом определении плотности чугуна необходимо поэтому исхо-
дить из плотности легированного феррита и плотности располо-
женных в феррите включений. Пренебрегая сравнительно малым
влиянием ряда элементов в обычном чугуне вследствие их малой
эффективности (Мп, Сг, Ni) или малой растворимости (С, S, Р),
можно представить плотность феррита в виде

d4,	7,87 — 0,05Si — 0,065А1 *, (III. 69)

где Si и AI — содержание этих элементов в чугуне, а значит
и в феррите.

Учитывая же далее наличие разного рода включений (карби-
дов, графита, фосфидной эвтектики) и пор (П) в матрице, можно
определить уже и плотность чугуна d в г/см3

d "" 100 — 15СГ< — Сгр — 2.7S — 14,5 (Р — 0,1) — //	’ О1!. 70)

7,87 — 0.05S1 — 0.065AI

, 15С„ , Сгр , 2,75 , 14,5 (Р-0,1)

'• 7,67 : 2,22	4 1	7,32

* В ряде работ дается более высокая оценка эффективности влияния крем-
ния и алюминия (со значениями соответствующих коэффициентов 0,1 и 0,14),
однако эти данные кажутся завышенными.
где	Сгл, Сг/„ S, Р, П — процентное содержание связан-

ного углерода, графита, серы,
фосфора и пористости;

15Сс/, 2,7S; 14,5 (Р —0,1) — количество карбидов, сульфи-
дов марганца и фосфидной эв-
тектики;

7,67; 2,22; 4; 7,32 — плотность соответствующих
включений.

Приведенная формула дает вполне удовлетворительные сов-
падающие с практикой результаты. Однако она требует знания

как состава металла, так и его

имеет место, поскольку чаще
всего нам известен только
химический состав чугуна.
Предлагаемые для этого слу-
чая в литературе зависимо-
сти, например (4061

d - 8,1 — 0,22С<в —

— 0,09Si — 0.07Р, (III. 71)

весьма несовершенны, так
как не учитывают важней-
шего фактора — графита.
Поэтому более правильно
пользоваться диаграммами
(рис. 256), где плотность

структуры, что далеко не всегда

Рис. 256. Плотность чугуна как функция
содержания углерода и углеродного экви-
валента при разном содержании чугуна

представлена как функция

содержания углерода и углеродного эквивалента [406], что в
известной мере определяет не только степень графитизации, но и
количество графита в чугуне. Эти данные, как и формула
(III. 70), показывают, что плотность чугуна понижается с уве-
личением содержания углерода, кремния и фосфора в чугуне.
Поэтому разные типы чугуна характеризуются разной плотностью
(в г/см3):

Белый	Серый	Ковкий			Высокопрочный	
		черносердечный		белосер- дечный	ферритный	перлитный
		ферритный	перлитный			
7.4—7,75	6,9—7,4	7,2-7,3	7,3—7.45	7.3—7.7	7.0—7.2	7,25-7.35

Наибольшей плотностью характеризуются белый и белосер-
дечный ковкий чугуны. В серых чугунах плотность и удельный
вес обычно тем больше, чем выше марка и прочность чугуна,
27*	419
так как такие чугуны отличаются низким содержанием углерода
и отсутствием феррита. Так, например 1621:

в кГ/мм* . . . 14	17	20	23	28	32	38

е/вг/слг1. . .6,8—7,1 7,0—7,2 7,2—7.3 7,25—7,4 7,3—7,1 7.3-7.4 7,4—7,6

Высокопрочный чугун при прочих равных условиях (одина-
ковом содержании кремния, перлита и графита) характери-
зуется большей плотностью, чем серый чугун. Однако во многих
случаях эта плотность может все же оказаться практически ниже,
чем у серого чугуна вследствие более высокого содержания угле-
рода и кремния или большей ферритизации матрицы. Последняя
снижает плотность чугуна обычно на 0,1—0,3 г!см3, в связи
с чем ферритные чугуны отличаются меньшей плотностью, чем
перлитные, и это проявляется в тем большей степени, чем больше
содержание углерода в чугуне.

Аустенитные чугуны вследствие более плотного строения
также характеризуются большей плотностью, особенно при леги-
ровании никелем и медью, плотность которых больше, чем у же-
леза (8,1 и 8,96 против 7,87 г/см3)\ при легировании же марганцем
плотность аустенита несколько понижается (плотность марганца
равна 7,43 г/см3). Еще меньше, конечно, плотность ферритных,
кремнистых и алюминиевых чугунов:

ЖЧС-5,5...........................................6,9-7,2*

Ф-15, Ф-17 (14,5—18%	Si)........................6,7—7,0

Чугаль (-23% А1).................................5.6-6,0**

Х28Л—Х34Л (28—34%	Сг) ........................7,3—7.6

ЧН15Д7Х2 (нирезист)..............................7,4—7.6

Чугун с 34—36% Ni	..........................7,5—7,7

»	» -12% Мп..................................7,1—7,3

Во всех случаях большое влияние оказывает пористость (газо-
вая, усадочная), величина которой колеблется обычно от 0,5 до
1,2% в зависимости от состава чугуна, характера кристаллизации
и ряда технологических факторов (эффективность питания, тол-
щина отливки, температура заливки и т. н.). Как велико значе-
ние этой пористости, показывает тот факт, что плотность может
быть увеличена при пластической деформации чугуна на 3—4%,
что составляет очень большую величину и превосходит обычно
экспериментально измеряемую пористость. Однако все эти фак-
торы не всегда действуют в одну сторону. Так, например, с повы-
шением эвтектичности чугуна пористость может уменьшаться
из-за большей жидкотекучести и лучшего питания межкрпстал-

* Еще меньшую плотность (6,4—6,7 г/см3) имеет алюминиевый силал
с содержанием 6—7% А1.

** При дальнейшем увеличении содержания алюминия до 30% получается
чугун под названием пирофераль, предложенный в ЧНР; его плотность еще
ниже и составляет 5,3 г/см3 [306].
литных пор п увеличиваться из-за более равномерного затверде-
вания и укрупнения графита, вследствие чего плотность умень-
шается. Этому в сильной степени способствует еще более высокое
содержание углерода, кремния, фосфора в чугунах с высокой
эвтектичностью.

Из технологических факторов наибольшее значение имеют
условия питания: жесткость формы, наличие прибылей и гидро-
статический напор, под которым происходит затвердевание от-
ливки. Поэтому плотность в верхних частях крупных отливок
может быть на 5% меньше, чем в нижних частях, а в центре на
10% меньше, чем на периферии. Плотность чугуна уменьшается
также с увеличением толщины отливки вследствие увеличения
степени графитизации и укрупнения графита:

D образца в мм................... 20	25	50	75

d в г/см3........................ 7,23 7,14 7,08 7,02

В том же направлении оказывает влияние понижение темпера-
тур перегревай заливки (/„), что связано с увеличением пористости,
проявляющей свое влияние в данном случае, несмотря па умень-
шение степени графитизации:

/„ в ч:							1360	1330	1275	1265
	1 1420	1390				
в %	1 0.43	0,40	0,36	0,34	0,30	0,18
—		-	- —	.—	—	_ 	
d в г/см3	7.2В	7,24	7,20	7,12	7,01	6,94

Другие технологические факторы также могут в ту или иную
сторону изменять плотность чугуна в зависимости от их влияния
на его структуру и условий питания. В этом отношении следует
особо подчеркнуть влияние жесткости формы, с увеличением
которой уменьшается предусадочное расширение, а следовательно,
и усадочная пористость.

69. Коэффициенты теплового расширения, объемные
изменения при фазовых превращениях и плотность
при повышенных температурах и в жидком состоянии

Как и подавляющее большинство других тел природы, чугун
расширяется при нагревании, что связано с увеличением атомной
энергии и с ангармоннчным движением атомов. Соответствующие
коэффициенты линейного (а) и объемного (а — За) расширения
возрастают с повышением температуры и с переходом металла
в аустенитное состояние, например [63; 64]:
1 в °C	— 100-7- -75	--754-  —50	-504  -25	i с	20—- 100	204-300	204-500	204-700	204-1000	7004- 1000
aGlb' в \/град	6.6	8,7	9,7	10,0	10.0	11.0	13.1	13,7	15,9	20,2

Поэтому, приводя значения а, необходимо указывать и соот-
ветствующий интервал температур. Рассматривая приведенные
выше данные, можно отметить более интенсивный рост коэффи-
циента расширения в области выше магнитного превращения
цементита (200—250° С) и при переходе в аустенитную область
(720—750° С). *

Значение коэффициента теплового расширения чугуна опре-
деляется его влиянием не только на изменение размеров в зави-
симости от температуры, но и на величину напряжений, образую-
щихся в отливках. Уменьшение величины а является полезным
с этой точки зрения и облегчает условия получения здоровых
отливок. С другой стороны, в случае сочетания работы чугуна
с цветными сплавами или с другими материалами (стеклом),
имеющими большие коэффициенты теплового расширения, при-
ходится стремиться к увеличению значения а и для чугуна.

Коэффициент расширения (ао°°-1О6 в 1/град) зависит от состава
чугуна, но еще больше от его структуры, причем отдельные струк-
турные составляющие чугуна характеризуются в этом отношении
следующими данными:

а-раствор................................. 12,5

у-раствор................................. 18—19

Цементит..................................6,0—6,5

Графит:
И базису ...............................6,6—8

I базису ............................. 26

Коэффициент расширения реальных неоднородных структур
может быть определен по правилу смешения. ** Так, для перлита
можно определить

ai00 = 0,865aFe ; 0,135aFe.c = (0,865-12,5 (- 0,135-6)-10~6 --

=- 11,6.10-6 Иград.

При этом примеси, образующие твердые растворы, оказывают
на коэффициент расширения значительно меньшее влияние, чем

* Исследуя коэффициент расширения чугуна при повышенных температу-
рах, следует иметь в виду возможность образования графита, что обусловливает
заметную разницу в коэффициентах а при нагреве и охлаждении.

** Исчисляя значение а для неоднородной структуры, необходимо исходить
из объемного содержания структурных составляющих. Однако для цементита
можно пренебречь разницей удельных весов между ним и ферритом,
422
на другие физические свойства. Как показывают исследования
1631, наибольшее понижающее влияние на коэффициент расши-
рения оказывает углерод, в особенности в связанном состоянии
(рис. 257). Это объясняется не только тем, что цементит обладает
меньшим значением а, чем графит, * но также и тем, что одному
проценту углерода соответствует примерно в 5 раз больше це-

/4

13

Ферритный
чугун

Перлитный
чдгун





*12

V0

I'

М-300

и







8



t



7

/4

13

12

11

10

3

8

/,э 2,0 2.5 3,0 3.5 4,0 0 1,0 2.0 3.0 0 /,0 2.0 3,0

Углерод, %	Кремний, %	Кремний,°/а

60 2 Ч 6 0 0,5 КО 1,5 2,0 0 0,51ft 1,52,02,5 0 2 Ч 6 8 10
Никель.Уо Xpof*M> МедЬ'Уь Алюминий

Рис. 257. Влияние элементов иа коэффициент расширения чугуна

ментита, чем графита. По этой причине при графитизации чугуна
коэффициент расширения повышается и ферритному чугуну соот-
ветствует большее значение а, чем перлитному. Поэтому же гра-
фитизирующие элементы повышают, а антиграфитизирующие
уменьшают коэффициент расширения. Непосредственное же влия-
ние элементов при образовании твердых растворов или соединений
с железом обычно невелико и проявляется в большинстве случаев

* Как видно из вышеприведенных данных, графит характеризуется и в отно-
шении теплового расширения резкой анизотропией, что следует учитывать
при расчете его коэффициента объемного расширения..
в понижении значения а; исключение составляют только алюми-
ний, медь и в некоторых пределах — хром.

Рассматривая с этой точки зрения рис. 257, можно прийти
к заключению, что повышение значения а при увеличении содер-
жания кремния до 1,5—2,0% объясняется графитизирующим
действием элемента. Понижение же значения а при большем содер-

жании кремния является следствием непосредственного влияния
кремния, образующего твердый раствор с ферритом. Остальные,
обычно встречающиеся в чугуне, элементы (Мп, Р и S) нс оказы-
вают заметного влияния на коэффи-

Рис. 258. Влияние высокого
содержания никеля на коэф-
фициент теплового расшире-
ния

циент расширения. Из специальных
элементов медь и особенно алюминий
повышают, а никель (в пределах фер-
ритной структуры) понижает значе-
ние а. Подобно никелю действует мо-
либден, хром же в пределах до 0,5%,
а по другим данным [306 I — даже до
20% сначала повышает, а потом сни-
жает значение а. Что касается формы
графита, то она не оказывает замет-
ного влияния на коэффициент расши-
рения.

Как было указано, переход к

аустенитной структуре отличается зна-
чительным повышением коэффициента
расширения. Поэтому при достаточно
высоком содержании Ni, Си, Мп зна-

чение а резко увеличивается. Однако
при увеличении содержания никеля свыше 20% коэффициент

расширения понижается и достигает минимума, как видно из
рис. 258 [62], при 34—36% Ni. Такой чугун называется мони-
варом и имеет состав: С - 2,4%, Si 1 4-2%, Мп < 0,5%,
Сг<0,1%, S < 0,12%, Р < 0,2%, Ni -344-36%. Следует
только учесть, что значение а этого чугуна заметно возрастает
с повышением температуры. Таким образом, значения коэффи-
циентов расширения (а^°°-106 в l/град) для чугунов разных
типов колеблются в больших пределах:

Обычные чугуны

Белый .............................................. 9—11

Серый .............................................. 10—12

Ковкий:
черносердечный.................................. 10—12

белосердечный.................................... 10—11

Высокопрочный......................................  10—12
Специальные чугуны

ЖЧС-5,5...........................................12—14

Ф-15, Ф-17 (14,5—18% Si)..........................11—12

Чугаль (~23% А1) ................................. 16—20

Х28Л—Х34Л (28—34% Сг) ........................... 9—10

ЧН15Д7Х2 (нирезист)............................. 17—19

Монивар (34—36% Ni)................................. 4

Наибольшим коэффициентом теплового расширения, как видно
из этих данных, отличаются чугуны аустенитные, а также феррит-
ные алюминиевые чугуны тина чугаль или пирофераль (28--32%
А1). В последнем случае величина коэффициента расширения
достигает значения а?50 (22—23)-10“6 \/град. Эти коэффи-
циенты повышаются еще с увеличением температуры, например
чугун типа силал с шаровидным графитом характеризуется
в этом отношении следующими данными [3061:

t в °C........... 150	250	350	450	550	650	750	850	950

а-10в в 1/град	...	17	18,5	21	23	23	25	27,5	27,5	28

Однако в большинстве случаев в чугунах с большими значениями
коэффициента расширения, в частности в аустенитных чугунах,
повышение этих значений с увеличением температуры происходит
заметно медленнее, чем в обычном сером чугуне.

При температуре ниже нуля значение а уменьшается, напри-
мер, для серого чугуна а-кд — 8.5- 10 е 1/град.

В процессе нагрева чугуна кроме чисто теплового расшире-
ния происходят еще объемные изменения при фазовых превра-
щениях, которые необходимо учитывать в расчетах образую-
щихся напряжений, усадочных пороков и изменения плотности
в зависимости от температуры. Так, например, уменьшение объема
при а -> у-превращении может быть принято в 0,8% для феррита
и соответственно меньше для перлита; при плавлении же проис-
ходит увеличение объема, оцениваемое для чистого железа при-
мерно в 3%. Однако в чугуне одновременно с этим происходят
еще процессы выделения или растворения углерода, в частности
графита, идущие с заметным объемным эффектом, что значительно
усложняет расчеты.

На рис. 259 [4551 представлены результаты такого расчета
для системы Fe С—Si, из которого видно, что удельный объем
металла увеличивается с повышением содержания углерода и
температуры, причем особенно интенсивно в интервале кристалли-
зации. После расплавления же увеличение объема при повышении
температуры, а также содержания углерода в чугуне, происходит
медленнее (по некоторым данным, 1%С уменьшает плотность
чугуна в твердом состоянии на 2.2—3,9%, а в жидком—на 1%).

Коэффициент объемного расширения чугуна в жидком состоя-
нии обычно оценивается в (100ч-220)• 10"° 1/град. Исходя из
425
данных, приведенных на рис. 259, можно видеть, что коэффициент
этот принят в расчетах в размере (95—115) - 10~в. Удельный объем
жидкого чугуна колеблется по этим данным в пределах 0,14—
0,15 си3/г, а плотность—в пределах 7,0—6,7 г/сж3. Однако
следует отметить, что по вопросу р плотности в жидком состоянии,
ввиду методических затруднений, существуют большие разно-
гласия и экспериментальные данные колеблются в пределах
6,6—7,2 г/см3 [621. Более высокие из указанных значений полу-
чены методом погружения в жидкий чугун образцов стали и чу-

Рис. 259. Удельные объемы чугунов (системы Fe—С—Si) в интервале кри
сталлизации к в жидком состоянии

гуна разной плотности. Известно, что твердый чугун в этих усло-
виях часто плавает, а не тонет, что говорит против низких значе-
ний плотности (6,6—6,8 г/си3), которые приписываются часто
жидкому чугуну, хотя некоторую роль при этом несомненно
играет и поверхностное натяжение, препятствующее погружению
твердого металла. Все же элементарный расчет показывает,
что серый чугун с плотностью 7,2 г/см3 при линейной усадке в 1 %
(объемной — 3%) и при расширении в процессе плавления в 1%
должен иметь после расплавления плотность ~7,2 X 0,98

7 г/см3.

61.	Теплоемкость, тепловые эффекты превращений
и теплосодержание

Теплоемкость (истинная и средняя) чугуна интересует литей-
щика с точки зрения количества тепла, необходимого для нагрева
или расплавления отливок, а также с точки зрения тепловых
процессов между металлом и формой ц охлаждающего действия
426
кал

чугунных холодильников. Удельная теплоемкость
ккал \

~кГ град ) 0ПРе^еляется ПРИ обычных температурах только
изменением кинетической и потенциальной энергии атомов и
подобна в этом отношении коэффициенту теплового расширения.
Пренебрегая для твердых и жидких тел изменением объема в зави-
симости от температуры, можно принять, что удельные теплоем-
кости при постоянном объеме (с0) и давлении (ср) равны. Иссле-
дования показывают, что истинная теплоемкость чугуна, как
и железа, увеличивается с ростом температуры и характеризуется

скачкообразным повышением
при фазовом превращении
а -> у соответственно измене-
нию строения решетки. После
этого, как это видно из рис. 260
[631, теплоемкость чугуна
резко падает, но с дальнейшим
повышением температуры вновь
увеличивается. Хотя литера-
турные данные по значениям
теплоемкостей сильно различа-

Рис. 260. Изменение истинной удель-
ной теплоемкости серого чугуна в за-
висимости от температуры

ются и часто противоречивы,
все же можно с уверенностью
утверждать, что белый чугун

характеризуется

несколько

большей теплоемкостью, чем серый чугун, и, следовательно, гра-
фитизация понижает теплоемкость. Это вытекает из сравнения
теплоемкостей (ci°° в	структурных составляющих чу-

гуна:

Феррит .................................0,112

Цементит................................0,147

Графит..................................0,190

Действительно, согласно правилу Нейманна и Коппа [350],
теплоемкость неоднородных структур и твердых растворов
может быть рассчитана при температурах выше характеристи-
ческих по правилу смешения, откуда следует, что при графити-
зации цементит с теплоемкостью 0,147 превращается в феррито-
графитовую смесь с теплоемкостью 0,116 кал!г-град

Со° = 0,9333-0,112 I- 0,0667-0,19 = 0,116 кал!Г-град. *

* Для химических соединений, в частности для цементита, правило Ней-
манна и Коппа, строго говоря, неприменимо, точно так же, как для жидкого
состояния, поэтому приводимый расчет является приближенным.
Поэтому отжиг чугуна, как правило, ведет к уменьшению его
теплоемкости ci°° в кал/Г -град [63]

Исходный чугун..............................0,1371

Отжиг 670° С,	5	мин ....................0,1345

»	670° С,	10	>	 0,1316

>	670° С,	60	»	 0,1158

Другие изменения структуры чугуна, кроме графитизации,
например изменение строения перлита или формы выделений
графита, не оказывают заметного влияния на величину теплоем-
кости. Так же мало в общем сказывается в этом отношении и
состав чугуна, за исключением того, что углерод монотонно по-
вышает теплоемкость белого чугуна, в сером же чугуне непосред-
ственное влияние углерода может частично или полностью ней-
трализоваться графитизацией. В значительно меньшей степени
оказывают влияние фосфор и, по-видимому, кремний, несколько
понижая теплоемкость чугуна. Таким образом, теплоемкость
серого чугуна мало зависит от его состава. Поэтому нельзя согла-
ситься с приводимыми в литературе данными о том, что теплоем-
кость белого чугуна в жидком состоянии значительно больше, чем
серого чугуна. Так как после расплавления исходная структура
не может в данном случае иметь значения, то роль здесь играет
только состав чугуна, в частности разница в содержании кремния,
что не может заметно повлиять на величину теплоемкости. Значи-
тельно больше влияние температуры на теплоемкость чугуна
[23; 331 I:

1 в °C	0—700	0—1100	0—1150	0—1200	0-1300
с\\в кал/ Г -град: серый чугун белый чугун	0,122—0,144  0,153	0,150--0,160  0,175	0,201—0,211	0,199—0,208  0,217	0,194-0,203 0,217

Приведенные данные свидетельствуют, что с повышением тем-
пературы теплоемкость увеличивается как у белого, так и у серого
чугуна. Та же закономерность отмечается И. П. Егоренковым [331 ]
и в отношении отдельных структурных составляющих чугуна:

1 в °C	0	200	400	600	700	800	1000	1300
с в кал/г -град: феррит	0,105	0,125	0,146	0,182	0,214	0,192	0,145	0,165
цементит	0,143	0,154	0,156	0,158	0,159	—	—	—
графит	0,152	0,270	0,360	0,400	—	0,437	0,450	0,470
Это дает возможность заключить, что графитизация понижает
теплоемкость практически при всех температурах процесса. Зная
истинную или среднюю теплоемкость и величину тепловых эф-
фектов фазовых превращений (2D. можно определить общее
теплосодержание (энтальпию) чугуна при любой температуре

t

Q,= \cdt 1-£Ь;	(III. 72)

-О

Qt - c^(t — 20).	(111.73)

Как было ранее указано, значения тепловых эффектов фазовых
превращений L в кал/Г могут колебаться в пределах:

Превращение а->у...........................8—20

Плавление белого чугуна...................46—59

» серого »	.................58—78

При этом теплота плавления возрастает с увеличением со-
держания углерода в чугуне [61]. В среднем можно принять
значение для белого чугуна в 60 кал/Г, а для серого —

Рис. 261. Теплосодержание белого и
серого чугунов:

Содержание элементов				u %  s	Tun чугуна
С	Si	Ahi			
3,71	1,50	0,63	0,15	0,069	Серый
3,72	1,41	0,88	0,54	0,078	»
3,61	2,02	0,80	0,89	0,080	»
2,8	1,48	0,73	0,12	0,023	Белый

около 75 кал/Г, Сопоставляя общее теплосодержание разных
чугунов по данным Мораве и Умоно (рис. 261), можно уста-
новить в подтверждение ранее указанному, что разница в тепло-
содержании белого и серого чугуна в жидком состоянии относи-
тельно нивелируется. Более высокое же расположение кривой
белого чугуна на рис. 260 объясняется главным образом боль-
шим содержанием в нем углерода и более низким содержанием
кремния.

62.	Характеристики тепловой и электрической
проводимости

Величина теплопроводности (X кал/см-сек*град) и связанные
с ней коэффициенты температуропроводности (а = см2/сек}
и тепловой активности (b ]/Хус кал/слг-сек' ’ -град) влияют
на условия кристаллизации, определяют в некоторой мере полу-
чающиеся в отливках усадочные раковины и напряжения, а также
те предельные скорости нагрева и охлаждения, которые допу-
стимы для отливки той или иной конфигурации. Эти тепловые
свойства играют большую роль для таких отливок, как отопи-
тельные трубы, изложницы, детали холодильных установок и
двигателей внутреннего сгорания и т. д., так как определяют
равномерность распределения температуры в отливках и интен-
сивность отвода тепла от них.

Электропроводность	мком~г-елг1^ или обратное ей

электросопротивление (q мком-см) имеют значение для таких
отливок, как реостаты и электронагревательные элементы. Кроме
того, величина электросопротивления, будучи связана с потерями
на токи Фуко обратно пропорциональной зависимостью, имеет
значение для отливок, работающих в переменном магнитном поле.

В противоположность теплоемкости и тепловому расширению,
электропроводность и теплопроводность определяются главным
образом не кинетической и потенциальной энергией ион-атомов,
а движением свободных обобщенных электронов. С увеличением
температуры и амплитуды колебаний ион-атомов сопротивление
движению свободных электронов повышается. Поэтому показа-
тели проводимости чугуна, в противоположность тепловому рас-
ширению и теплоемкости, понижаются с повышением температуры:

t в °C	100	200	300	400
X в кал/см -сек-град	0,122	0,117	0,113	0,107
у в мком- ~1cm~y	0,014	0,012	0,010	0,009

Так как природа теплопроводности в общем аналогична элек-
тропроводности (в обоих случаях перенос энергии осуществляется
главным образом свободными электронами), то оба свойства свя-
заны между собой, согласно правилу Видеманна—Франца, опре-
деленным отношением, называемым числом Лоренца (L),

L =-у-= const я=0,6-10“2.

(III. 74)

Однако это правило следует рассматривать как граничное,
применимое только для чистых металлов и высоких температур.
Тем более, следовательно, оно неприменимо для чугуна с харак-
терными для него сложной структурой и процессом графитизации.
Действительно, число Лоренца составляется для белого чугуна
430
около 0,7-10"2, для серого чугуна с мелким графитом — 0,8- К)" 2
и для серого чугуна с крупным графитом — 2,5-10"2. Графити-
зация, таким образом, различно влияет на теплопроводность
и электропроводность чугуна, что является основной причиной
непостоянства отношения (III. 74). Несмотря на это, принци-
пиальное влияние разных факторов на теплопроводность и элек-
тропроводность чугуна в большинстве случаев аналогично и изме-
нения этих свойств следуют в общем одним закономерностям.

Проводимость чугуна в большей степени, чем какое-либо дру-
гое физическое свойство, зависит от структуры, ее дисперсности
и мельчайших загрязнений, т. е. является структурно-чувстви-
тельным свойством. В этом отношении характеристики проводи-
мости, определяющиеся пробегом свободных электронов, ради-
кально отличны от теплоемкости и теплового расширения,
обусловленных энергией колебания ион-атомов. Соответствующие
средние значения проводимости основных структурных состав-
ляющих можно оценить следующим образом:

Структурные составляющие	Феррит	Перлит	Цементит	Г рафнт	
				|| базису	_L базису
в кал!сек • см • гра д	0,174	0,124	0,117	0,85	0,2
Yo*0 в лжол”1*™"-1	0,1	0,05	0,007	0,033	10-«
qo°° В МКОМ *см	10	20	140	30	104

Таким образом, из всех структурных составляющих чугуна
цементит обладает минимальной теплопроводностью, а графит —
минимальной электропроводностью и максимальным электросо-
противлением. Поэтому графитизация, как видно из рис. 262 [631,
различно влияет на тепло- и электропроводность, повышая первую
и понижая вторую, что, вероятно, является одной из причин
неприменимости правила Видеманна—Франца и непостоянства
числа Лоренца для чугуна.

Указанное влияние графитизации значительно меньше при
шаровидном графите, что подтверждается рис. 263 [451], так что
в некоторых случаях им вовсе можно пренебречь (рис. 264),
как это следует, например, из работы Б. Б. Купровского и
П. В. Гельда [342]. В этом случае сталь с таким же содержанием
кремния (2,2%), как в высокопрочном чугуне, практически не
отличается от него по своей теплопроводности. Таким образом,
шаровидный графит либо вовсе не влияет на проводимость
(рис. 264). либо изменяет ее только в небольшой степени (рис. 263).
При пластинчатом же графите это влияние очень велико (рис. 264
и 265), что дало возможность В. П. Чернобровкину [3861 приме-
нить измерение электросопротивления как метод контроля и
анализа механизма графитизации. И, действительно, как видно
из рис. 266, электросопротивление серого чугуна, в противо-
положность белому и высокопрочному значительно возрастает
в процессе кристаллизации, что свидетельствует о выделении
в нем графита во время затвердевания. * Однако о времени выде-

Рис. 262. Влияние графитиза-
ции на тепловую и электри-
ческую проводимость

Рис. 263. Влияние шаровидного
графита и температуры на теп-
лопроводность и электросопро-
тивление чугуна по сравнению
со сталью с таким же содержа-
нием кремния

ления шаровидного графита трудно судить по этим данным ввиду
того, что его влияние, в противоположность пластинчатому гра-
фиту, весьма ограничено.

Таким образом, форма графита, величина его выделений и
распределение оказывают большое влияние на показатели прово-
димости. Вследствие этого высокопрочный чугун характеризуется
более низкой теплопроводностью, чем серый чугун, теплопровод-

* Как это следует из рис. 266, электросопротивление сравнительно велико,
а следовательно, электропроводность относительно мала в жидком состоянии
независимо от типа чугуна. Из этого следует заключить, что и теплопроводность
жидкого чугуна значительно меньше, чем в твердом состоянии, однако при экспе-
риментальных определениях это перекрывается влиянием конвективных токов,
резко повышающих эффективную теплопроводность. Указанное подтверждено
прямым экспериментом автора совместно с 10. А. Нехендзи и В. Я- Билыком
в литейной лаборатории ЛПИ.

432
ность которого тем выше, чем больше и крупнее выделения гра-
фита. Поэтому теплопроводность серого чугуна увеличивается
с повышением в нем содержания углерода (рис. 264), чему спо-
собствует в этом случае и большая ферритизация матрицы, однако
с повышением температуры разница в проводимости разных чугу-
нов резко уменьшается. Несмотря на это, можно утверждать,
что чугун с высоким содержанием углерода и с крупным графитом
характеризуется низкими напряжениями не только вследствие
малого модуля упругости, но и вследствие более высокой тепло-

Рис. 264. Влияние формы графита и
количества углерода на теплопровод-
ность чугуна

проводности. В то же время электро-
проводность, в противоположность
теплопроводности, понижается, а
личивается с укрупнением графита

Рис. 265. Влияние пластин-
чатого и шаровидного графита
на относительную величину
тепло- и электропроводности (по
отношению к стали с той же
матрицей)

электросопротивление уве-
[64]:

Толщина отливки в мм	15	20	30	52	75
Характер графита	Очень мелкий	Мелкий	Средний	Крупный	Очень крупный
Q В МКОМ-см	77,4	84,4	91,4	94,6	103,6

По этой же причине электросопротивление при литье в песча-
ные формы заметно выше, чем при литье в кокиль [3521. Таким
образом, и в этом отношении влияние графита на тепло- и электро-
проводность качественно противоположно. Все это является,
по-видимому, следствием строения, расположения и большой

28 Н. Г. Гиршович 707	433
анизотропии графита. Пластинчатый графит располагается базис-
ными плоскостями вдоль своих вытянутых выделений, образуя
таким образом дополнительные цепочки высокой теплопровод-
ности, особенно при взаимном пересечении пластинок. Разроз-

ненные же включения шаровидного графита и углерода отжига
уже не действуют столь эффективно и почти не оказывают какого-
либо влияния, как это видно из сравнения показателей стали
с 2,2% Si и высокопрочного чугуна (рис. 264), тем более, что

Рис. 266. Изменение электросопротивле-
ния белого (/), серого (2) и высокопроч-
ного (5) чугунов при охлаждении в жид-
ком состоянии и в процессе затвердева-
ния

поликристалличности уже не
характеризуются такой ани-
зотропностью и высокой теп-
лопроводностью. Интересно
отметить, что содержание
углерода и количество гра-
фита также не имеет при
этом значения (рис. 264).
То же можно сказать и в
отношении электропроводно-
сти с той только разницей,
что вследствие меньшей про-
водимости, чем у матрицы,
графит понижает электро-

проводность и повышает
электросопротивление опять-
таки наиболее интенсивно
при пластинчатых выделе-
ниях в сером чугуне. Более

того, при графитизации с образованием углерода отжига иди
шаровидного графита электросопротивление (q вмком-см) может

даже иногда уменьшиться, как это видно из данных В. С. Месь-
кина и Б. Е. Сомина по отжигу белого чугуна:

До отжига............... 61,94	50,36	59,40	64,95	128	135

После отжига.........	59,04	59,60	62,10	66,15	108	104

Как уже указывалось, в противоположность теплоемкости и
тепловому расширению, характеристики проводимости в сильной
степени зависят не только от количественного соотношения струк-
турных^составляющих, но и от формы и дисперсности структуры,
в том числе основной массы чугуна, с увеличением которой про-
водимость, в особенности теплопроводность, уменьшается. Поэтому
проводимость чугуна интенсивно уменьшается с переходом
структуры основной массы от феррита к перлиту, сорбиту, тро-
оститу и мартенситу. Малой проводимостью характеризуется
также аустенитная структура вследствие своего более плотного
строения и большей растворимости элементов. Точно так же
и всякого рода включения, раковины и межкристаллитная пори-
стость понижают характеристики проводимости. Поэтому отливки
434
имеют тем большую теплопроводность и электропроводность, чем
больше их плотность.

Влияние элементов на проводимость чугуна определяется изме-
нением количества и формы графита и образованием твердых
растворов и специальных фаз. Почти все примеси, в том числе и
газы, образуя твердые растворы, искажают решетку металла и,
препятствуя движению свободных электронов, понижают прово-
димость. Наиболее резко влияют небольшие содержания приме-
сей, в особенности по отношению к электропроводности, причем
твердые растворы характеризуются меньшей проводимостью, чем
механические смеси; это влияние элементов тем больше, чем дальше
они отстоят от железа по таблице Д. И. Менделеева. Кроме того,
изменяя степень графитизации чугуна, они также оказывают
влияние на проводимость, в особенности на теплопроводность.
Общее результирующее влияние элементов на эти свойства (у и X)
может быть поэтому представлено в следующем виде: *

Элементы	Влпяние через раствор		Влияние че- рез графит		Общее влияние	
	V 1	1 X	V	1 ь	Y	
Способствующие графитизации	—	—		+	—	±
Препятствующие графитизации	—	—	-4	—	±	—

Элементы, увеличивающие графитизацию, повышают тепло-
проводность и наоборот; электропроводность же, как правило,
понижается при всяком легировании. Поэтому с увеличением
содержания кремния теплопроводность чугуна особенно заметно
падает в том случае, когда степень графитизации остается без
изменения [63]. например, при испытании чугуна в отожженном
состоянии (рис. 267) и может несколько повыситься, если степень
графитизации увеличивается. Однако в большинстве случаев
влияние кремния оказывается даже в сером чугуне отрицатель-
ным, так как его легирующее действие превалирует над графити-
зирующим. Тем более это справедливо в отношении ковкого и
высокопрочного чугуна, где графит оказывает весьма незаметное
влияние. В этом случае теплопроводность понижается с увеличе-
нием содержания кремния даже в том случае, если количество
феррита в структуре несколько увеличивается [62]. Поэтому
низкокремнистыс чугуны, в том числе ковкие, отличаются наи-
более высокой теплопроводностью [3421:

* Знак (+) означает повышение проводимости, знак (—) — понижение,
знак (±) —возможность повышения или понижения.

28*	435
1 в °C	135	335	545	720	920
Л в кал/сек*см*град  С= 2,33%;  Si = 1,20%  С= 3,69%;  Si - 1,01%	0,112  0,165	0,091  0,120	0,071	0,052	0,042

Еще резче проявляется отрицательное влияние кремния на белом
чугуне вследствие полного отсутствия графитизирующего дей-
ствия.

Подобно кремнию, влияние углерода также различно в разных
чугунах. В противоположность серому чугуну, углерод в ковком
и высокопрочном чугунах почти не оказывает влияния на тепло-

Рис. 267. Влияние кремния, никеля и фосфора на по-
казатели проводимости серого чугуна (сплошные ли-
нии — отожженное состояние, штриховые — сырое
состояние)

проводность, так как графит в этих чугунах малоэффективен.
В белом же чугуне углерод, увеличивая количество цементита
в структуре, понижает теплопроводность.

Что касается электропроводности, то в этом отношении угле-
род и кремний действуют во всех случаях отрицательно, повышая
электросопротивление, причем в сером чугуне это влияние осо-
бенно велико благодаря наличию пластинчатого графита. Поэтому
серый чугун с высоким содержанием углерода и кремния харак-
теризуется наиболее высоким электросопротивлением — до
200 мком-см (рис. 268). При этом с повышением содержания угле-
436
рода и кремния уменьшается еще зависимость электросопротивле-
ния от температуры (температурный коэффициент электросопро-
тивления — положительная величина), что очень ценно для усло-
вий службы литых реостатов (в среднем можно принять этот коэф-

Рис. 268. Влияние углерода и кремния на элек-
тросопротивление серого чугуна

фициент равным 0,001—0,002 \/град для обычного чугуна и в 2—
5 раз меньше — для аустенитного чугуна). Высокопрочный и
особенно ковкий чугун характеризуются электросопротивлением

в 2—3 раза меньшим, чем у се-
рого чугуна. Однако, как видно
из рис. 269 1621, и здесь ясно
вырисовывается влияние струк-
туры матрицы и содержания
кремния.

Марганец и особенно фосфор
и никель (рис. 267) понижают
характеристики проводимости
вследствие выделения фосфидов
и образования твердых растворов.
Алюминий же повышает электро-
сопротивление:

Рис. 269. Влияние матрицы и со-
держания кремния на электросоп-
ротивление высокопрочного чугуна:

А1 в %.............. 0,06	0,22 0,66

Q в мком-см . . .41.1	48,7 53,6

А1 в %............1,18	2,31 3,34

q в мком-см . . . 63,5 89,0 93,7

Однако в зависимости от измене-

/ — перлитная матрица; 2 — феррит
ная матрица

ния количества графита алюминий

может различно влиять па теплопроводность. Медь в пределах
до 1 % уменьшает проводимость чугуна с интенсивностью при-
мерно в 2 раза меньшей, чем кремний, а затем повышает ее
вследствие выделения самостоятельной фазы высокой проводимо-
сти. Хром, вольфрам, молибден и кобальт, по-видимому, несколько
Проводимость обычных и специальных чугунов

Таблица 36

Чугуны	X, в кал/секх Xсм-град	X а —	  УС в см*/сек	Ь — в кал /сек X X см*-град	0 в мком-см
Белый	0,04—0,08	0,04—0,08	0,20—0,28	40—80
Серый  Ковкий:	0,10—0,135	0,13-0,20	0,26—0,32	50—110
черносердечный	0,14-0,16	0,17-0,22	0,32—0,38	28—37
белосердечный	0,11—0,12	0,13-0,15	0,28—0,30	35—45
Высокопрочный	0,075—0,095	0,16-0,13	0,25—0,27	40—65
ЖЧС-5,5	0,088	0,11-0,12	0,25-0,27	100—200
Ф-15, Ф-17	0,087	0,12—0,13	0,25—0,27	60—70
Чугаль	0,07	0,11-0,12	0,20—0,22	240
Х28Л—Х34Л 1	0,05-0,055	0.06-0,07	0,20—0,22	120—140
ЖЧНДХ15-7-2	0,095	0,08-0,09	0,27—0,28	140—170
1 Прн добавке к высокохромнстому сплаву никеля получается специальный чугун под названием сормайт (2,6—3,5% С, 28—35% Сг. 2,5—3,5% Si. 1 — 1.5% Мп, 3—5% Ni). характеризующийся еще более высоким электросопротнвле- нием (140—160 мком»см).				

повышают проводимость чугуна, ванадий же при концентрациях
до 0,12% не оказывает в этом отношении влияния.

В литературе имеются попытки математически выразить зави-
симость проводимости чугуна от его состава, однако эти формулы
следует считать грубо приближенными. В качестве примера при-
водится следующее выражение для ориентировочного определе-
ния электросопротивления серого чугуна [329]:

q - 10,4 + 14,4Сгр + 3,2С„ + (10,34-15,7) Si F

(54-7,2) Мп + ИР мком-см.	(III. 75)

Сопоставление характеристик проводимости разных чугунов
(обычных и специальных) приводится в табл. 36.

Йз таблицы видно, что высоколегированные чугуны харак-
теризуются более низкой проводимостью, чем обычные. В этом
отношении особенно отличаются алюминиевые и хромовые чугуны.
Однако некоторые из приведенных данных еще требуют про-
верки. *

* Вызывает сомнение, что теплопроводность ферросилида практически
такая же, как и силала, несмотря на более высокое содержание кремния, а его
электросопротивление почему-то значительно ниже. Возможно, что частично это
является следствием более низкого содержания углерода и графита в ферро
438
63.	Магнитные свойства

В соответствии с требованиями, предъявляемыми к деталям,
чугун может применяться как ферромагнитный (магнитно-мягкий)*
или парамагнитный материал. В первом случае, когда материал
должен обладать большой магнитной восприимчивостью, приме-
няют ферритный или перлитный чугун, во втором случае при
необходимости обеспечить малую магнитную восприимчивость
применяют главным образом аустенитный чугун, хотя некоторые
ферритные чугуны (например, алюминиевые) тоже парамагнитны.

Как ферромагнитный ма-
териал магнитно-мягкий чу-
гун должен иметь узкую
петлю гистерезиса (рис. 270),
высокие значения индукции §
(В) и насыщения (4л/) при J
сильных и слабых полях, вы- q
сокую магнитную проницае- *
мость (р) и малую коэрци- §
тивную силу (Яс). В случае §
переменного тока он должен |
отличаться также малыми
ваттными потерями (на гис-
терезис и токи Фуко), что
имеет место при небольшой

площади гистерезисной петли Р"0, 270, Пстли гистерезиса двух чугу-
(1^/,) и высоком электросопро-	10 ’

тпппп,,,!,,	1 — магнитно-МЯ1 кого, // — магнитно-твер-

ТНВЛСНИИ.	дого

Уступая мягкой и спе-
циальной стали как магнитно-мягкий материал, чугун вместе
с тем имеет ряд преимуществ: его магнитные свойства меньше за-
висят от напряжений в отливках, влияние температуры и сотря-
сений на магнитные свойства у него меньше; чугунным отливкам
можно легче придать выгодную для магнитных свойств конфигу-
рацию.

Магнитные свойства в большей степени, чем какие-либо другие
зависят от структуры металла. Эта зависимость определяет класси-
фикацию магнитных свойств на первичные и вторичные. К первич-
ным магнитным свойствам относятся индукция, насыщение и про-
ницаемость в сильных полях (BMaKCt 4я/л<ал.с, |x.faw) и температура

сил и де, но вряд ли сравнительно мелкий графит в этом сплаве может оказать
такое сильное действие. Интересно также отметить, что силал по некоторым дан-
ным [353] имеет очень низкую теплопроводность (X = 0,028 кал/сек-см-град),
шаровидный же графит повышает ее почти вдвое, причем она в этом случае воз-
растает с повышением температуры, что не соответствует нашим общим пред-
ставлениям о влиянии формы графита.

* В качестве магнитно-твердого материала (с большими значениями коэр-
цитивной силы и остаточной индукции) чугун не применяется.
магнитного превращения. Эти свойства зависят главным образом
от количества ферромагнитных составляющих и их состава и не
зависят от формы и распределения фаз, т. е. являются структурно
нечувствительными. К вторичным свойствам относятся гистерезис-
ные характеристики: индукция, насыщение и проницаемость в сла-
бых и средних полях, коэрцитивная сила, остаточный магнетизм
и площадь гистерезисной петли, характеризующая соответствую-
щие потери:

Wft ^ВмаксН' kBrllc эрг!см\	(111. 76)

где ki и k — коэффициенты пропорциональности.

Эти свойства зависят главным образом от формы и распреде-
ления структурных составляющих и определяются в основном вну-
тренними напряжениями вследствие искажения кристаллической
решетки металла. В противоположность первичным свойствам,
вторичные (гистерезисные) свойства мало зависят от состава фаз.

Основными ферромагнитными составляющими чугуна являются
феррит и цементит, характеризующиеся следующими данными:

Структурные фазы	Темпера- тура маг- нитного превра- щения в °C	'^макс ь гс	Bf в гс	Нс в з	ц в гс/э
Феррит Цементит	768  212	21 600—32 600  12 400	1300	0,9—1,0  55	5000-10 000

Цементит является более жесткой магнитной составляющей и
характеризуется меньшим насыщением, а главное — значительно
большей коэрцитивной силой. Поэтому в качестве магнитно-мяг-
кого материала всегда применяется серый, а не белый чугун. И дей-
ствительно, как видно из рис. 271 (435], графитизация приводит
к резкому понижению коэрцитивной силы и интенсивному повы-
шению проницаемости, в особенности при распаде последних ос-
татков карбидов. Насыщение же увеличивается при этом в неболь-
шой степени, а остаточный магнетизм, наоборот, чаще всего не-
сколько понижается, хотя в более ранних работах (3131 была
отмечена обратная тенденция. В общем же, как правило, чугун
становится при графитизации более мягким в магнитном отноше-
нии. Это объясняется не только тем, что графит образует меньшие
структурные микронапряжения, чем карбиды, но также тем, что
объем графита значительно меньше объема исходного цементита.
Вследствие этого не только увеличивается объем наиболее важного
ферромагнитика—феррита, но и уменьшается размагничивание
магнитного поля. Очевидно, что принципиально таким же образом
440
действует уменьшение других парамагнитных составляющих:
окислов, силикатов, сульфидов и т. п. При этом влияние графита,
как и других немагнитных фаз, в значительной степени зависит
также от формы и величины включений. Так, например, укрупне-
ние графита как пластинчатой [413], так и шаровидной [314]
формы приводит к уменьшению коэрцитивной силы и повышению
проницаемости и индукции, т. е. действует так же, как повышение

Рис. 271. Влияние графитизации на магнитные свой-
ства чугуна

степени графитизации, делая чугун более мягким в магнитном от-
ношении.

Еще большее значение имеет форма графита: чем она компакт-
нее, тем мягче в магнитном отношении чугун. Наиболее благо-
приятной в этом отношении является глобулярная форма, поэтому
ковкий и высокопрочный чугун характеризуются большей индук-
цией и проницаемостью и меньшей коэрцитивной силой, чем серый
чугун, даже при одной и той же матрице. Это хорошо иллюстри-
руется исследованиями К. И. Ващенко и В. Ф. Сумцова [314],
показавшими, что индукция чугуна возрастает с увеличением
содержания магния (рис. 272, а). В том же направлении влияет
укрупнение эвтектического и ферритного зерна, а также уменьше-
ние количества перлита (рис. 272, б) и его дифференциация, пони-
жающая макронапряжения в структуре. Поэтому отпуск после
закалки способствует увеличению индукции и проницаемости и
уменьшению коэрцитивной силы, а зернистый перлит характери-
зуется лучшими магнитно-мягкими свойствами, чем пластинчатый.

Влияние элементов на магнитные свойства чугуна опреде-
ляется соответствующими изменениями графитизации, дисперс-
ности перлита и состава основных структурных составляющих.
В частности, влияние на вторичные свойства, зависящее от формы

Напряженность магнитного поля, а [см

Рис. 272. Влияние количества магния (а) и связанного угле-
рода (б) на индукцию высокопрочного чугуна

и распределения структурных составляющих, определяется глав-
ным образом графитизацией и сорбитизацией структуры. Состав
же фаз имеет при этом ограниченное значение, хотя принципиально
все примеси, за исключением кобальта, искажая кристаллическую
решетку, повышают магнитную жесткость чугуна. Поэтому все
элементы, тормозящие графитизацию, увеличивают магнитную
жесткость чугуна. Элементы же, способствующие графитизации,
могут оказать в этом отношении различное влияние. Так, напри-
мер, кремний, образуя твердый раствор с ферритом, понижает
только первичные свойства. Повышение содержания кремния
в отожженном чугуне приводит поэтому к уменьшению насы-
щения и максимальной проницаемости без особого влияния на
коэрцитивную силу и потери при гистерезисе. В сыром же состоя-
нии чугуна кремний вследствие своего графитизирующего влияния
понижает коэрцитивную силу. При этом падают также остаточ-
ный магнетизм, насыщение и проницаемость. *

♦ Интересно отметить, что с повышением содержания кремния свыше 5% ма-
гнитная проницаемость начинает возрастать.
Таким образом, с точки зрения максимального понижения маг-
нитной твердости следовало бы выбирать чугун с минимальным
содержанием кремния, обеспечив при этом полную графитизацию
структуры. Однако потери на гистерезис, а также полные потери
понижаются с увеличением содержания кремния вследствие увели-
чения электросопротивления. Поэтому повышение содержания
кремния в магнитно-мягком чугуне является полезным. Точно
так же и углерод, увеличивая количество графита, понижает маг-
нитную проницаемость чугуна, но вместе с тем может и повысить
ее, если при этом увеличивается степень графитизации.

Повышение содержания фосфора в чугуне мало отражается на
его магнитных свойствах, так как фосфор в слабой степени влияет
на графитизацию. Влияние никеля выражается в том, что насы-
щение сначала едва заметно повышается, а затем резко падает
в связи с образованием сорбитной и мартенситной структур. Вместе
с тем падает проницаемость и сильно повышаются коэрцитивная
сила и потери на гистерезис. В отожженном состоянии, благодаря
распаду мартенсита и дифференциации перлита, магнитные свой-
ства чугуна мало меняются. При большом же содержании никеля
проницаемость падает до величины, близкой к единице, вследствие
образования аустенитной структуры. Примерно так же прояв-
ляется’влияние меди. С увеличением содержания меди проницае-
мость падает, а коэрцитивная сила, остаточный магнетизм и потери
повышаются, чему, кроме размельчения перлита, способствуют
еще выделения немагнитной меди в дисперсном состоянии. Поэтому
при низком содержании меди, когда она находится в растворе,
коэрцитивная сила меняется мало. При большом же содержании
меди коэрцитивная сила и остаточный магнетизм заметно повы-
шаются вследствие образования дисперсных включений. При даль-
нейшей коалесценции включений меди остаточный магнетизм начи-
нает уже уменьшаться в результате образования немагнитной со-
ставляющей.

Общая характеристика магнитных свойств разных чугунов
представлена в табл. 37. Данные ее подтверждаются положением,
что ферритные высокопрочные и ковкие чугуны действительно
являются наиболее мягкими в магнитном отношении материалами,
часто превосходящими даже сталь. Наиболее жесткими являются
белые чугуны.

Влияние остальных факторов на магнитные свойства опреде-
ляется соответствующими изменениями степени графитизации и
структуры матрицы чугуна. Например, с увеличением толщины
отливок и с уменьшением скорости охлаждения наблюдаются
некоторое повышение насыщения, понижение коэрцитивной силы
тГуменьшение потерь на гистерезис (рис. 273, а), что объясняется
увеличением степени графитизации [435]. При этом благодаря
укрупнению выделения графита повышается также электросопро-
тивление, вследствие чего общие ваттные потери уменьшаются.
Магнитные свойства разных материалов

Материал	нс в 9	^макс в гс/э	Вг в гс	Средние значения магнитной индук- ции В гс при Н в а/см				^макс в гс	в эрг/см* за 1 цикл
				12,S	1 25 |	50	100		
Сталь литая (0,1— 0,2% С)	1,5-5	800-2400	6500—10500	—	14 000	16 000	17 500	20 000	—
Белый чугун  Серый чугун:	13—16	180—200	5000-5500	—	—	—	—	13 000	—
ферритный	2,5-5	600-1500	3000—5500	7 500	8 500	9 600	11 200	18 000	7 000—15 000
перлитный	7—13	200—450	4000—7000	—	6 000	8 000	10 000	17 500	30 000
Ковкий чугун бело- сердечный  Ковкий чугун чер- носердечный:	2,5—4,5	300—1600  1  1	6500—7500  1  i	10 000	12 000	13 000	—	18 500	5 000—12 000
ферритный	1,5—2,5	1500—2300	5500-7000	11 000	12 500	13 500	14 000	18 000	4 500—8000
перлитный  Высокопрочный чу- гун:	5-11	300-800 ।	; 6000—7500	10 000	11 500	12 000	12 500	17 500	Ю 000—25 000
ферритный	1,5-2,5	1600—2400	3000—6000	12 700	14 300	15 800	—	19 000	4 000—7 000
перлитный	5-11	300—600	5000—8000	8 200	11 800	14 200	—	18 500	9 000—22 000
П р и м е ч а н н	е. В ряде стран соответственно разработаны нормы по магнитной индукции для разных материалов, например:								
Напряженность магнитного поля в а/см . Магнитная индукция в гс (не менее): стальное литье 	  серый чугун 	  ковкий чугун черносердечный . . .					. .	25  . .	14	500	16  6	000	8  11	500	12		50	100  000	17	500  000	9	500  500	13	500		
Перегрев чугуна сравнительно мало влияет на магнитные свой-
ства, так как увеличение содержания связанного углерода и раз-
мельчение графита при, перегреве действуют в противоположных
направлениях. Наоборот, модифицирование, способствуя раскис-
лению и графитизации, понижает магнитную твердость чугуна.
Происхождение и структура исходных материалов, определяющие
в некоторой мере степень графитизации чугуна, форму графита и
газосодержание, оказывают определенное влияние и на магнитные
свойства. Исходя из этого, следует считать, что для получения
магнитно-мягкого чугуна полезно вести плавку на сырых мате-

Иипря/гепность магнитного поля Н3

Рис. 273. Влияние толщины отливки (а) и температуры (б) на положение кривых
намагничивания серого чугуна

риалах с крупным графитом и с низким газосодержанием, а при
самой плавке принимать все необходимые меры для минимального
окисления металла и насыщения его газами.

Интересно также отметить влияние температуры на магнитные
свойства чугуна. Как видно из кривых намагничивания феррит-
ного серого чугуна (рис. 273, б), повышение температуры приводит
сначала к медленному, затем к более быстрому понижению насы-
щения, стремящемуся к нулю вблизи точки Кюри. Аналогично
с повышением температуры отмечается понижение коэрцитивной
силы, потерь на гистерезис и остаточной индукции, а также увели-
чение начальной и максимальной проницаемости.

Так же, как магнитно-мягкие чугуны, большой практический
интерес представляют и немагнитные (парамагнитные) чугуны.
Они применяются в тех случаях, когда требуется свести к мини-
муму ваттные потери (крышки масляных выключателей, концевые
коробки трансформаторов, нажимные кольца на электромашинах
и т. д.) или когда требуется минимальное искажение магнитного
поля (детали подводных лодок, стойки для магнитов и т. д.). В пер-
вом случае, наряду с низкой магнитной проницаемостью, требуется
высокое электросопротивление, чему чугун удовлетворяет по своим
свойствам даже в большей степени, чем цветные сплавы. Во втором
случае не требуются малые ваттные потерн, но зато необходима
особо низкая магнитная проницаемость, , что трудно достижимо
в чугуне. Поэтому в ряде случаев и не удается заменить цветные
сплавы аустенитным чугуном для второй группы отливок. Однако
до сих пор, собственно, не установлен предел магнитной прони-
цаемости, определяющий границу между магнитными и немагнит-
ными чугунами. Условно таким пределом иногда считают значение
р. = 1,05 при Н 200 э (160 а/см). Однако во многих случаях допу-
стимы и большие значения.

Как указывалось ранее, аустенитные чугуны могут быть полу-
чены при легировании никелем, марганцем, медью. Для этого
требуется, чтобы в обычных условиях охлаждения состав металла
удовлетворял неравенству 1541

Ni + 2Мп Ь Си > 18%.

Из неравенства следует, что элементом, наиболее интенсивно
стабилизирующим аустенит, является марганец и, следовательно,
замена им никеля выгодна не только экономически, но и тех-
нически. В зависимости от состава аустенитные чугуны могут
быть классифицированы следующим образом:

1)	группа никелевых чугунов типа нирезист с тем или иным
количеством меди и хрома, отличающаяся не только низким уров-
нем магнитной проницаемости, но и высокой жаропрочностью и
сопротивлением коррозии;

2)	группа никельмарганцевых чугунов типа номаг с тем или
иным содержанием меди и алюминия, часто превосходящая чу-
гуны первой группы с точки зрения немагнитности, но уступающая
им по жаропрочности, жаростойкости и сопротивлению коррозии;

3)	группа марганцевых чугунов с тем или иным содержанием
меди и алюминия, являющаяся наиболее экономичной по .составу,
но характеризующаяся более низкими прочностными и физиче-
скими свойствами, чем чугуны первых групп.

j При этом следует иметь в виду, что наличие анти графитизирую-
щих элементов может вызвать выделение карбидов, повышающих
магнитную проницаемость. Поэтому концентрация этих элементов
должна быть ограничена, иначе содержание углерода и кремния
придется повысить, что, естественно, понизит механические свой-
ства и без того сравнительно низкопрочных аустенитных чугунов.
При применении низкоуглеродистых чугунов следует рекомендо-
вать эффективное модифицирование, в частности двойное, для пред-
отвращения образования карбидов.

Значительный интерес представляют также ферритные высоко-
легированные алюминиевые чугуны, характеризующиеся особенно
низкой магнитной проницаемостью. Эти чугуны являются парамаг-
нитными вследствие резкого понижения алюминием точки Кюри
[4751. К сожалению, они обладают сравнительно низкой проч-
446
ностью, что в значительной степени устраняется обработкой ме-
талла церием для сфероидизации графита, как это было предло-
жено впервые Б. С. Мпльманом и др. 143]. Такая обработка, при-
чем не только церием, но и магнием, применима также для никеле-
вых чугунов. Свойства немагнитных чугунов, в том числе и меха-
нические, в зависимости от состава металла и формы включений
графита колеблются в широком диапазоне (табл. 38).

Преимущества чугунов с шаровидным графитом выражаются
не только в более высокой прочности, но, что еще важнее, в вы-
сокой вязкости и пластичности. Так, например, удлинение чугу-
нов типа нирезист доходит до 40%, в то время как при пла-
стинчатом графите оно обычно не превосходит 2%. Как видно
из табл. 38, наиболее низкой магнитной проницаемостью отлича-
ются алюминпевыечугуны. В никелевых чугунах частичная замена
никеля марганцем понижает магнитную проницаемость, если
при этом не выделяются карбиды в структуре. Поэтому чугуны
типа номаг характеризуются, как хороший немагнитный материал.
Исследования этих чугунов с разным соотношением Ni : Мп
показали, что для сравнительно тонкостенных отливок (5—
10 мм), когда требуется только немагнитность, могут быть реко-
мендованы составы: С > 3,1%; Si — 2,0—2,4%; Мп — 5,2—6%
и Ni — 6—6,8%, т. с. с примерным отношением Ni : Мп = Г, без-
никелевые чугуны уступают номагу по технологическим свойствам
п магнитной проницаемости, но являются наиболее эконо-
мичными.

Значение меди в аустенитных чугунах заключается не только
в замене более дорогого никеля, но и в повышении устойчивости
аустенита против отпуска, что имеет значение при нагревании
отливок в процессе работы машины. Так же действует и алюминий,
что при концентрациях до 3—5%, с учетом его графитизирую-
щего действия, делает его весьма полезным. Легирование кремнием,
напротив, целесообразно только с точки зрения графитизации и
повышения электросопротивления, магнитную проницаемость оп
увеличивает. Фосфор же влияет неблагоприятно, поэтому его со-
держание должно определяться только жидкотекучестью чугуна.

Кроме состава чугуна большое влияние на его структуру
и магнитную проницаемость оказывает термическая обработка
с целью устранения мартенсита и распада карбидов, что особенно
валено при нестабильном аустените и наличии карбидообразую-
щих элементов. Чем медленнее охлаждение отливки в форме, тем
больше опасность образования мартенсита или других продуктов
превращения, если аустенит является недостаточно стабильным.
Поэтому содержание аустенизирующих элементов (Ni, Мп, Си)
должно быть тем выше, чем больше толщина отливки [261:

Толщина отливки в мм 5—12 17—20 20—40	>40

Содержание Мп в % . . . 7,5—8,5	8—9,5 9—10,5 10—12,5
Основные свойства

Типы чугунов	Содержание элемен					
	С	Si	Мп	S	Р	Ni
			Чугуны		с п л а	СТИН
Никелевые (нире- зист)	2,5—3,2	1,5-2,5	0,5—1,5	До 0,1	До 0,3	14—22
Никельмарганцевые (номаг)	2,7—3,5	2,0-3,2	5—10	» 0,07	» 0,07	10—5
Марганцевые:						
Мп—Си1	2,9—3,8	1,5-3,2	7—12	» 0,07	» 0,07	—
Мп—Си—А1	2,8—3,7	3,5—4,5	7-16	» 0,07	» 0,07	—
Мп—Al—Si	3,0—3,6	4,0—5,0	7—15	» 0,07	» 0,07	—
Алюминиевые:						
чугаль	1,2—2,0	1,3—2,0	0,6—0,8	» 0,03	» 0,4	—
пирофераль	1,2—1.4	До 0,5	До 0,5	» 0,03	» 0,4	—
				Чугуны с шаро		
Никелевые (нире- зист)	<3	2-3,2	0,5-1,5	—	До 0,2	16—24
Никельмарганцевые (номаг)	<3	2—3,2	5—8	—	» 0,2	12—7
Алюминиевые:						
чугаль	1.6—2,5	1-1,5	0,4—0,6	—•	» 0,2	—
пирофераль	1,2—1,4	До 0,5	До 0,5	—	» 0,1	—
1 Впервые такой чугун состава:		С =х 3,44-3,9%; Si =		- 2,44-3,2%	; Мп = 7-	М2%;
Б. Е. Сомнным [352].						
немагнитных чугунов

ТОВ в %		AI	в кГ мм*	НВ	Электросо- противление q в мком-см	Магнитная проницае- мость ^макс
Сг	Си					
ч а т ы м  До 2	графин  До 8,5	О м	15—30	130—190	130—170	1,03—3,0
—	—-	—	14—20	140—220	130—150	1,03—2,5
—	До 5	До 0,6	14—17	230—280	130—160	1,1—3,0
—	1,5—3,5	2—4,5	14—23	150—220	150—200	1,1—3,0
—	—	1-5	9—20	170—300	160—200	1,1—3,0
—	—	20—24	11-17	170—200	150-240	1,005—1,008
—	До 3	28—30	9—14	300—350	150 -240	1.005—1.008
видны  До 0.5	м граф  До 4	и т о м	32—45	130—180	100—110	1,02—1,10
—	—		30-40	140—200	100-110	1,02—1,10
—	—-	19-25	32—37	300—350	130—140	1,005—1,008
—	—	j 28—30	20	350-450	130-140	1,005—1.008
di - N 2%; А! -- 0		4-0,б%: Р	- 0.34-0.7% был предложен В. С.			Моськиным и
Такое влияние толщины стенок, а следовательно, скорости
охлаждения и величины переохлаждения проявляется при неста-
бильном аустените, получающемся за счет температурного гисте-
резиса и снижения точки Лг. В этом случае распад аустенита полу-
чается уже при медленном охлаждении или при невысоком отпуске
(150—350"С). При более стабильном аустените (достаточном содер-
жании С, Ni, Мп, Си) его распад наступает только при очень низ-
ких температурах (ниже —200’С) или при высоком отпуске
(500—600° С). Поэтому, как видно из рис. 274 [4751, разные чу-
гуны ведут себя в этом отношении по-разному: наименьшей ста-

Рис. 274. Максимальная 7магнитная ’’проницаемость различных немагнитных
чугунов в зависимости от скорости охлаждения отливки и отпуска. А — средняя
скорость охлаждения 500 град/ч\ Б — то же 50 град/ч\ В — отпуск при 650° С
в течение 2 ч с последующим охлаждением в печи

/ — мартенситный аустенитный чугун; // — аустенитный Мп —А] -Си чугун; /// —
аустенитный Мп—Si —А1 чугун; IV - ферритный алюминиевый чугун

бильностью характеризуется обычный марганцевый аустенитный
чугун, а наибольшей — ферритный алюминиевый чугун, прони-
цаемость которого не изменяется даже при высоком отпуске.

Режим термической обработки (температура и длительность
выдержки, скорость охлаждения) может по-разному сказаться на
проницаемости немагнитных чугунов. Во всех случаях, когда про-
исходит распад или растворение карбидов, магнитная проницае-
мость понижается; выделение карбидов и превращение аустенита,
наоборот, ведет к увеличению проницаемости. Так, например, за-
калка чугунов типа номаг при 1000° С приводит к образованию
аустенитной структуры даже при наличии мартенсита, а выдержка
при 650—700° С с последующим медленным охлаждением ведет, на-
оборот, к получению бейнита. Отпуск этих чугунов (после предва-
рительной закалки) при 375°С не изменяет их структуры; при тем-
пературе 500—-620° С происходит выделение карбидов, а при 900—
1000°С происходит обратный процесс — растворение карбидов.
Высокотемпературная закалка чугунов типа нирезист приводит
к некоторому повышению магнитной проницаемости, причина
которого не совсем выяснена.
450
Глава XIII

ХИМИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЧУГУНА

Химические свойства чугуна (сопротивление коррозии, жаро-
стойкость) зависят не только от состава и структуры металла, но
в очень сильной степени н от характера среды и условий ее воз-
действия, причем роль внешних факторов большей частью высту-
пает на первый план. Из внутренних же факторов главное влияние
оказывает обычно либо структура (малоагрессивные среды), либо
химический состав чугуна (сильно агрессивные среды). Во всех
случаях многообразие действующих факторов заставляет с боль-
шой осторожностью делать сопоставление результатов исследова-
ний, проведенных в разных условиях.

64. Сопротивление коррозии

Коррозия представляет собой электрохимическое, реже —
чисто химическое, разрушение металлов, приводящее к громадным
безвозвратным потерям, понижению прочности деталей или даже
самого металла,* что приносит народному хозяйству колоссальные
убытки. По своему характеру коррозия может быть равномер-
ной, местной, межкристаллитной и избира-
тельной.

Равномерная коррозия оценивается обычно как скорость по-
тери материала* * и выражается в Псм2-ч или в мм/год. В зависимо-
сти от величины этих потерь различают следующие классы стой-
кости при коррозии в сильно- и среднеагрессивных средах***
(ГОСТ 2176-57):

Потери		Классы стойкости	
н Г/м--ч	в мм/год		
<0,1	<0,12	Вполне стойкие	
0,1 —1.0	0,12—1,2	Достаточно стойкие	
1,0 —3,0	1,2—3,6	Относительно стойкие	
3,0—10.0	|	3,6—12,0	Мало стойкие	
>10.0	>12,0	Нестойкие	

* Особенно опасно совместное действие коррозии и знакопеременных на-
грузок. Исследования IU 1ИИТма1на |341 | показали, что коррозионно-усталост-
ная прочность при циклическом изгибе высокопрочного чугуна в случае корро-
зионного воздействия водопроводной и морской воды или трехпроцентпого
раствора поваренной соли понижается примерно с 20 до 15—9 кГ/мм2.

•ч* Потери при коррозии могут определяться не только непосредственно,
но и по увеличению веса за счет неудаляемых продуктов коррозии.

♦♦♦ Иногда пользуются шести- и даже десятибалльной системой (ГОСТ 5272—
50): <0,001; 0,001—0,005; 0,005-0,01; 0,01—0,05; 0,05-0,1; 0,1—0,5; 0,5-1,0;
1,0— 5,0; 5 — 10 и >10 мм/год.

29*	451
Эта шкала непригодна для слабоагресспвпых сред, в част-
ности для атмосферной коррозии. В этом случае скорость коррозии
сравнительно мала и составляет в зависимости от влажности
и состава воздуха 0,05—0,15 мм/год. В агрессивных средах, в част-
ности жидких, скорость процесса значительно больше, если она
не тормозится пассивированием, т. е. образованием защитной
пленки, или адсорбционного слоя* из окислов или других
продуктов коррозии, которые в зависимости от характера среды
и других условий могут в дальнейшем упрочняться или, наобо-
рот, разрушаться (депассивироваться).

Местная коррозия и ее частный случай — точечная коррозия
(питтинг) оценивается уже не по общей потере металла, а по макси-
мальной глубине проедания поверхности в отдельных местах пли
точках. Такая коррозия обычно более опасна для «жизни» отливки,
чем равномерная коррозия.

Еще опаснее является межкристаллитная коррозия, которой
подвержены обычно высоколегированные сплавы с ярко выражен-
ными границами зерен. Причины этого явления еще не установ-
лены окончательно, однако можно полагать, что они связаны с вы-
делением по границам зерен карбидов или других соединений,
например нитридов, вследствие чего пограничный слой твердого
раствора обедняется легирующими элементами и поэтому пони-
жается его стойкость. В результате подобного процесса металл
теряет свои характерные признаки, в том число и прочность.
К таким же результатам приводит так называемая «каустическая
болезнь», или хрупкость, проявляющаяся при воздействии на чу-
гун щелочей. Оценка этих видов коррозии производится по потере
прочности, пластичности или вязкости металла.

Разновидностью избирательной коррозии чугуна является так
называемая г р а ф и т а ц и я, при которой растворяются и час-
тично удаляются основные металлические фазы, а остаются пре-
имущественно графит, фосфидная эвтектика и продукты корро-
зии — губчатая масса плотностью 3,5- 3,8 Г/см'л. Этот графитный
слой на отливках может быть большей или меньшей толщины и сна-
чала способствует, а потом препятствует дальнейшей коррозии.

Влияние этой коррозии зависит от того, в какой степени про-
межутки графитного скелета заполняются продуктами коррозии
и матрицы чугуна. Оно зависит также от формы и распределения
графита в чугуне: графитный остаток оказывается наиболее плот-
ным при мелком пластинчатом графите и более рыхлым при шаро-
видном графите. Спедует учесть, что на эту зависимость влияет
структура матрицы и природа среды 1407 I. Резкое отличие состава
образующейся губки от состава исходного металла иллюстри-
руется, например, следующими данными (в %):

* В связи с этим существуют две теории пассивирования, точки зрения
которых однако сближаются.
Состояние чугуна । Si		Мп		1 S 1	1 1	!	1 1	| о.
До коррозии	2,30	0,74	0,36	0,20	93,0	2,16	1  3,40	—
После коррозии	4,48	1,18  1		2,27	2,29	40.6	8,49	11,5	Осталь- ное

Во всех указанных случаях электрохимический процесс корро-
зии, теория которого опубликована в специальных трудах 1305;
3681, является результатом скачка потенциала на границе «чугун -
электролит» в итоге перехода катионов металла, преимущественно
железа (Fe++), в раствор и естественного образования таким обра-
зом анода п катода. Течение коррозии обусловливается отсутствием
электрохимического равновесия вследствие процессов восстановле-
ния и использования избыточных электронов на катоде. Эти про-
цессы могут идти как с выделением Н2, так п с использованием О2:

2(Н-ОН) 2е >Н Н г 2 (ОН)"Н2 - 2 (ОН)"; (III. 77)

2 (Н-ОН) Ч- О2 Ч 4е 4 (ОН)". (III. 78)

Первый процесс называют коррозионным процессом с водород-
ной деполяризацией,* второй — процессом с кислородной деполя-
ризацией. Оба процесса обычно сосуществуют, и только преиму-
щественно протекает то один, то другой, в частности в растворах
с высокой концентрацией водородных ионов (больше 10"1, pH < 4)
основную роль играет процесс с водородной деполяризацией. Од-
нако в обоих случаях в результате катодных процессов получаются
анионы (ОН)", которые могут реагировать с катионом железа с об-
разованием растворимого гидрата закиси Fe(OH)2. Последний
после дальнейшего окисления переходит в малорастворимый гид-
рат окиси Fe (ОН)з, который, теряя воду, превращается в ржав-
чину (гидроокись сложного состава //Fe2O3-/лН2О), оседающую
при соответствующих условиях на поверхности деталей.

При процессах с восстановлением кислорода, например в при-
родных водах, почве и атмосфере, большую роль играют наличие и
скорость диффузии кислорода. Эти факторы связаны с составом
воды, с ее перемешиванием, которое способствует диффузии кисло-
рода; с расстоянием от места снабжения кислородом; с толщиной
губчатой массы ржавчины в условиях графитной коррозии; с тем-
пературой, которая увеличивает скорость химической реакции,
но уменьшает содержание кислорода в воде, и т. п. Все это
различно влияет па кинетику процесса, так что скорость кор-
розии может различно изменяться во времени.

II. Д. Томашей и Г. II. Чернова представляют ее в общем

* Под поляризацией понимают процессы уменьшения разности потенциалов,
а следовательно, силы п плотности тока, происходящие при течении реакции
коррозии вследствие перенапряжения пли концентрации ионов металла у поверх-
ности раздела.
виде следующим образом в зависимости от разности потенци-
алов равновесного катодного деполяризующего процесса (Е^),
анодного процесса растворения металла (£^) и суммы общего
сопротивления системы, определяемой катодной (Рк) и анод-
ной (РА) поляризуемостью и омическим сопротивлением (/?):

Д'О _ гО

°-* ("L79)

Уменьшению скорости коррозии будут способствовать, таким
образом, снижение разности Е°к— Е°4, представляющей электро-
движущую силу процесса (например, путем легирования нике-
лем), и увеличение сопротивления системы (например, Рк — путем
понижения концентрации, вернее активности, кислорода в рас-
творе; РА — путем легирования сплава Si, Сг, Мо; R — путем
осушения почвы и т. и.).

Одновременно сильно влияют, конечно, и внутренние факторы.
Так, например, наличие фаз с разными потенциалами создает
мнкропары, работа которых дополнительно усиливает коррозию,
особенно если одна из этих фаз характеризуется малым перена-
пряжением катодной реакции. Именно это имеет место в чугуне,
в котором основные фазы перлит--фосфидная эвтектика — це-
ментит-графит характеризуются возрастающими потенциалами.
Кроме того, графит отличается особо малым перенапряжением
выделения водорода, что в соответствующих условиях усиливает
коррозию. Однако следует иметь в виду, что значение микропар
в большинстве случаев не очень велико и часто переоцени-
вается. Поэтому неудивительно, что многие чугуны, несмотря на
их полифазную структуру, и, в частности, присутствие графита,
оказываются все-таки в ряде случаев весьма стойкими, тем более,
что графит иногда может оказаться и полезной составляющей,
действуя как преграда при распространении, например, местной
(точечной) коррозии. Большое и благотворное влияние оказы-
вает также высокая плотность отливок, отсутствие в них рако-
вин, пор и включений, что препятствует проникновению электро-
лита в глубь металла.

Характеризуя поведение чугуна в атмосфере, следует
указать, что он весьма стоек в чистом и сравнительно сухом воз-
духе благодаря образованию пассивирующей пленки н при длитель-
ной выдержке превосходит сталь. Коррозия начинает возрастать
при загрязнении атмосферы в промышленных районах глав-
ным образом сернистыми газами. В этих более агрессивных усло-
виях коррозия возрастает и преимущества чугуна перед сталью
уже исчезают 13641. Если в чистой атмосфере скорость коррозии
чугуна может быть оценена в 0,025 мм/год, то в загрязненном (го-
родском) воздухе она достигает 0,125 мм/год\ скорость коррозии
в морской атмосфере занимает промежуточное место. При этом
454
состав и тип чугуна, в частности форма графита и характер мат-
рицы, оказывают сравнительно небольшое влияние.

Влияние структуры матрицы и низкого легирования в этом
отношении незначительно; единственным элементом, оказываю-
щимся в этих условиях полезным, является медь, добавка которой
часто делает чугун более стойким против атмосферной коррозии,
чем углеродистая сталь, причем это проявляется даже в весьма
агрессивных средах, например в искусственно созданной атмо-
сфере с необычно высоким содержанием сернистых газов, о чем
свидетельствует сопоставление скоростей коррозии (в мм/год) раз-
ных материалов [354]:

Кровельная листовая сталь.......................0,30—0,74

Нелегированный чугун............................0,48—0,79

Чугун с 0,3% Сг.................................0,22—0,46

»	» 0,9°о Сг................................0,25—0,37

Роль состава и структуры чугуна незначительна также при
коррозии в природных, индустриальных, ле-
чебных п морских водах. Главное влияние в этих
условиях, как и при атмосферной коррозии, оказывают состав
среды и плотность отливок. В чистой воде коррозия чугуна весьма
мала и не имеет практического значения, но растворы солей, осо-
бенно хлорных и тех, гидраты которых придают воде кислотный
характер, значительно ускоряют коррозию. Наоборот, соли, даю-
щие при гидролизе щелочные растворы, задерживают коррозион-
ный процесс. Во всех этих случаях процесс протекает главным об-
разом с кислородной деполяризацией. Поэтому коррозии способ-
ствуют факторы, ускоряющие доставку кислорода, в частности
увеличение скорости течения воды. Наличие хлоридов также
уменьшает защитные свойства слоя и поэтому способствует корро-
зии. Насколько, однако, стойким может быть чугун при воздей-
ствии природных вод, показывает удовлетворительная работа
чугунных труб в этих условиях в течение 200 —300 лет.

Поведение чугуна в промышленных (отработанных) и лечебных
водах зависит от их состава, температуры и степени загрязнения,
в частности микроорганизмами. Наличие окислительных солей,
например железных, кислый характер и большая загрязненность
вод усиливают коррозию. Особый интерес представляет коррозия
в морской воде, (жорость ее обычно не превышает 0,125 мм/год
в сравнительно спокойной воде, но достигает 0,75 -1,25 мм/год
при скоростях течения в 6—10 м/сек, причем перлитная матрица
чугуна приобретает в этих условиях преимущество перед феррит-
ной. Повышение коррозионной стойкости в условиях воздействия
морской воды установлено также при легировании чугуна малыми
присадками меди и хрома (до 0,5%), наличие же на отливках ли-
тейной корки имеет малое влияние. При этом, как видно из дан-
ных, приводимых ниже, скорость коррозии чугуна (в мм/год)
в условиях воздействия морской воды оказывается при длитель-
ных испытаниях ниже, чем у стали 1408]:

Сталь ........................................

Серый чугун ..................................

Белый чугун...................................

Ковкий чугун .................................

Высокопрочный чугун:
перлитный ...................................

ферритный .................................

0,09—0,22

0,03—0,085

0.045

0,045—0,08

0,05—0,07
0,025—0,105

Еще меньшие значения скорости и глубины коррозии наблю-
даются у аустенитных чугунов [64 J:

		Аустенитные чугуны	
Характеристика коррозии	Серый чугун	15% Ni Иб.5% Си4-2%Сг	20% Ni4-2.5Cr
Скорость коррозии в морской воде в мм /год	0,12—0.16	0,02	0,04
Глубина точечной коррозии в мм/год	0,33—1.5	0,0  ।	0.0  i

Почвенная коррозия представляет собой весьма
сложное явление, зависящее от наличия дренажа, плотности, со-
става и электросопротивления почвы, характера контакта, нали-
чия блуждающих токов, состава воды и других факторов. Тща-
тельные исследования в течение 17,5 лет коррозионной стойкости
в почве чугунных труб, отлитых в песчаные стационарные и в ме-
таллические центробежные формы, и фитингов из ковкого чугуна
в почвах с разным электросопротивлением (рис. 275), показали
некоторое, хотя и небольшое, преимущество центробежных труб
14081. При этом установлено, что с увеличением электросопро-
тивления почвы потери от коррозии уменьшаются. Другие исследо-
вания показали, что в этих условиях ковкий чугун значительно
превосходит по стойкости серый чугун. В агрессивной почве пре-
имуществами характеризуется также и высокопрочный чугун.
Так, например, по французским данным скорость коррозии высо-
копрочного чугуна составила 1,17, а серого— 1,72 мм/год, что
намного превышает по величине значения, представленные на
рис. 275. По отечественным исследованиям скорость коррозии
высокопрочного чугуна в почве с блуждающими токами не превы-
шает 0,3 мм!год. Таким образом, в зависимости от указанных ранее
условий скорость коррозии чугуна в почве может колебаться
в большой степени. При этом в сильно корродирующей почве часто
развивается точечная коррозия со скоростью от 0,05 до 1.0 мм/год,
а также графитизация. Последняя, однако, даже при значительном
456
развитии может и не вывести отливки из строя, так как, несмотря
на коррозию и потерю прочности, трубопроводы сохраняются по
форме, держат давление и, следовательно, продолжают слу-
жить 1407].

Наиболее интенсивной и опасной является коррозия
в кислотах и щелочах. В этих случаях большое значе-
ние приобретает главным образом химический состав чугуна; роль
структуры, особенно формы выделений графита, значительно
меньше. Все же можно отметить, что при прочих равных условиях

наилучшими являются аустенитная

1	или ферритная структуры, не претер-

певающне превращений при охлажде-
-----, нии. Что же касается графита, то в

$ 0J0	'	’

*

г
«а ’

I

§	<200 200-500 500- 1000" 2000 ~ 5000- 10000- >20000

-1000 -2000 -5QUQ -10000 -20000
Э импросопротивление почОы, ом см

Рис. 275. Сравнительная скорость коррозии чугунных
труб в почвах с разным электросопротивлением (сплош-
ные линии - центробежное литье в металлические формы,
штриховые - литье в песчаные формы)

большинстве случаев отмечается его отрицательное влияние, осо-
бенно в неокислительных кислотах (соляной, уксусной и др.),
где процесс идет с выделением водорода на катоде; в окисли-
тельных же кислотах, например азотной, графит не является уже
столь неблагоприятной составляющей. В обоих случаях компакт-
ный и пластинчатый графит мало различаются по своему влия-
нию, если только последний разобщен, сравнительно невелик и
равномерно распределен. Об этом свидетельствуют следующие
данные о потерях веса чугуна от коррозии за 10 дней (в %):

К о р роз НО Н 1Г. 1 я VI »Г Д. 1	Лзотная к пелогл	Уксусная кислота
Прн пластинчатом графигс	11,0	9,5
» углероде отжига	12,4	10.2

Шаровидный графит также не обладает в этом случае замет-
ными преимуществами 128]. Однако следует иметь в виду, что
грубый пластинчатый графит, образующий замкнутые контуры,
457
Таблица 39  Сравнительная скорость коррозии в Пмг-ч разных чугунов и литой стали в разных средах	Э о07. ‘aicdEUUE wonqiraVuHiirn а eVoa BBHhoiodu		g> Гр	О	00  О О	ОО	О*
	3 o6I-Sl ‘Vi4Hi»iaTjodu-£ 1ЭВЫ doaiDL’ci		— —	ОО	О  О	ФО	ю  О со	CDN	со  ОО	ОО	о  ОО	ОО	о
	3 o0<~	w яс'г  (мчхэойомэ оэ utfoa ввмэ -dow BEHiioiodfj		' 0,206 0,206 0,200  -
	Ыэфэогив  BE HlldirinRKOdl 1		СЧ О	еО Ю	О  — ю	г- г*	—  UOC4	— ~	о  О О	О С>	о
	’OS %l£0‘0 yOMSRpotf НоняэнНэжэ э 1» daw им BEH5Kt*irg		0,0083 1 0,2375 —	,	0.1959  0.0104 1 0,1834 0.0154 1 0.2014 —	|	0,1472
	3  * yriiiiHaliodu-oi ritfoa с1оя£эе(|		
	О оОГ. ‘VMM -inanodLi-01 кин owwb лл?фч(гЛэ		О	тг оо  со	1	йю	|  О	ОО
	3 oOo  *Br?HiHaliodu-i Е1О1ГЭПМ ИЕНВ1ГОЭ		о	шео  oi I	1
	КПИ  -niatiodii-g imoit -зим кинэАэчд		160,1	—  988,0 I 0.043  935,0 [ 1.80 i  -	1 “
	Серная кислота	3 oOS ‘иен -iHahodu-g	
		3 cST. 'иен -iHatiodu-f	г-О	- г-	Ь;  ОО	”Г О	СЧ  00 ОО	ОО СО	сч  сч	сч	—
	Матери ал		Высокопрочные чугуны: ферритный феррито-перлит- ный перлитный Серый перлитный чугун Сталь ЗОЛ

несомненно, является вред-
ным, так как способст-
вует коррозии вследствие
повышения пористости и
проникновения электро-
лита. В этих условиях
шаровидная и компактная
формы графита имеют уже
явные преимущества.

Ввиду принципиально
отрицательного влияния
графита, уменьшение его
содержания за счет соот-
ветствующего увеличения
количества цементита в
структуре часто является
полезным. Однако в пре
делах перлито-ферритной
матрицы содержание свя-
занного углерода имеет
небольшое влияние, а в
некоторых средах (уксус-
ной кислоте) ферритная
структура даже предпоч-
тительней. Тем более это
справедливо по отноше-
нию к крепкой серной
кислоте, когда наличие
карбидов в структуре, в
том числе и свободных,
вообще недопустимо. Еще
чаще проявляется преиму-
щество ферритной струк-
туры при чугуне с шаро-
видным графитом, особен-
но в солянокислых рас-
творах, как это видно
из разных литературных
данных, приведенных в
табл. 39, собранных и
обработанных К. И. Ва-
щенко и Л. Софрони 19].

Большое влияние на
коррозионную стойкость
оказывают также терми-
ческая обработка и соот-
ветствующее изменение
структуры матрицы чугуна. Так, например, исследования
Ф. Н. Тавадзе и Б. Е. Галинкина 13781 показали, что в жест-
ких условиях коррозии наименьшей скоростью отличается равно-
мерная мартенситная структура, получаемая при закалке, а наи-
большей— троостито-сорбитная с большим количеством мелких
включений цементита, получаемая путем последующего отпуска
при 450° С (рис. 276).* При этом изотермическая закалка обес-
печивает более высокую коррозионную стойкость, чем закалка
с отпуском. Весьма интересно попутно отметить, что скорость

Рис. 276. Влияние термической обработки иа скорость коррозии чугуна в 5-про-
центном растворе HNO3 (а) и при многократном погружении в 5-процентный
раствор NaCl (б):

1 — закалка и отжиг серого чугуна: 2 — изотермическая закалка серого чугуна; 3 —
закалка н отпуск высокопрочного чугуна; 4 — изотермическая закалка высокопрочного
чугуна

коррозии изменяется при термообработке вполне аналогично
прочности (рис. 240). В менее агрессивных средах (щелочные
растворы, постоянное погружение в соляной раствор) влияние
структуры матрицы не проявилось.

В принципиальном согласии с данными рис. 276 находятся
исследования К. И. Ващенко и его сотрудников 1316], показав-
ших, что наименьшая стойкость чугуна в расплаве каустической
соды при 500 С получается при наименее равномерной перлито-
ферритной структуре:

Количество перлита в
Скорость коррозии в Г!м--ч

15-24	25—54	55—74	75—89 90—100

0,85	5,20	4,04	2,06	2,42

* Положение о высокой коррозионной стойкости закаленного чугуна нахо-
дится в противоречии с некоторыми другими данными [231 и требует проверки;
низкая же стойкость после отпуска при 450° С несомненна.
В общем же следует считать, что в разных условиях влияние
структуры матрицы проявляется по-разному. В одних условиях
преимущества могут быть у ферритной, в других — у перлитной,
а иногда даже у перлито-ферритной структуры 1281.

Идеи легирования с целью повышения сопротивления корро-
зии в агрессивных средах заключаются в присадке элементов,
которые либо характеризуются высоким потенциалом (Си, Ni, Мо)
и, следовательно, являются более устойчивыми, либо способны
образовать защитные пассивирующие пленки (Сг, Si, Al) в той или
иной среде, либо обладают обоими этими свойствами. Во всех слу-
чаях особо большое повышение коррозионной стойкости (достиже-
ние так называемой границы стойкости) наступает при каких-то
концентрациях элементов (в %), обычно кратных 1/8 моль

1 'й МОЛЬ	2 м МОЛЬ	1 моль

Хром..................... 11,7	23,4	36,0

Кремнии .................. 6,7	14,4	23,0

Алюминий ................. 6,4	13,8	22,0

Никель..................... 12,8	25,1	38,0

Этот «закон 1/8 моля» Тамман объясняет тем, что прн таких кон-
центрациях обеспечивается упорядоченная структура и в кри-
сталлической решетке растворителя появляются плоскости, наи-
более богатые катионами защищающего компонента, однако
истинный механизм этого влияния остается еще спорным.

Особенно резким (скачкообразным) является изменение кор-
розионной стойкости при легировании элементами с высоким по-
тенциалом и менее резким (постепенным) — при легировании
пассивирующими компонентами. При этом положение границ
стойкости зависит от природы металла, легирующих элементов,
агрессивной среды и степени удаления от равновесного состояния
(при закалке и напряжениях необходимая концентрация легиру-
ющих элементов повышается). Кроме того, следует учитывать,
что для обеспечения коррозионной стойкости необходимо иметь
определенную концентрацию элемента в твердом растворе. По-
этому все факторы, понижающие концентрацию легирующих эле-
ментов в растворе, например наличие углерода, связывающего
эти элементы в карбиды, удаление от равновесного состояния
и неблагоприятное распределение элементов между фазами, тре-
буют более высокого легирования для обеспечения коррозионной
стойкости.

Переходя к рассмотрению влияния отдельных элементов, сле-
дует указать, что кремний в обычных пределах (до 3%) почти
не изменяет коррозионной стойкости чугуна в растворах солей.
В щелочах же он оказывает явно отрицательное влияние вплоть
до первой границы стойкости (около 7%), после чего скорость кор-
розии уменьшается, но все же остается высокой, как видно из
рис. 277 1631. В расплаве каустической соды кремний также пони-
460
жает коррозионную стойкость чугуна (рис. 277), причем не только
при пластинчатом, но и при шаровидном графите 13161, однако
при одинаковом содержании кремния стойкость в последнем слу-
чае более высокая. Такое влияние кремния объясняется кислот-
ным характером его окисла, образующего пленку. Что касается
коррозии в кислотах, то, согласно большинству исследований,
кремний в пределах до 3% увеличивает ее (рис. 277) вследствие
укрупнения графита и разрыхления структуры. При более высо-

Крепнии* °/о

Рис. 277. Влияние кремния на коррозию чугуна
в растворах щелочей

ком содержании кремния химическая стойкость чугуна в кислотах
резко увеличивается, в особенности при второй границе стойкости
(14,4%). Эти сплавы, называемые ферроенлидами (Ф-15, Ф-17),
стойки в разных кислотах: азотной, фосфорной, уксусной и, что
особенно важно, в серной при любых концентрациях и темпера-
турах. По стойкости в серной кислоте они превосходят все извест-
ные сплавы 1313 I. Ферросилиды стойки также в растворах солей,
но легко корродируют при воздействии соляной кислоты, креп-
ких щелочей и фтористых соединений, разрушающих защитную
пленку.

Иллюстрацией стойкости этих чугунов в серной и соляной
кислотах может служить рис. 278, а, б [26]. Наименьшая стой-
кость в кипящей серной кислоте (—0,25 мм/год) имеет место при
30-процентной концентрации, при увеличении концентрации до
50% скорость коррозии понижается до 0,05—0,075 мм/год, а при
еще больших концентрациях — до 0,025 мм/год. В кипящей 3-про-
центной азотной кислоте скорость коррозии достигает 1 мм/год,
но при 50% она снижается до 0,1 мм/год.

Ферросилиды характеризуются прекрасной стойкостью в смеси
серной и азотной кислот, а также в органических кислотах и
удовлетворительной (— 0,125 мм/год) — в фосфорной кислоте всех
концентраций при нормальной температуре. Во всех случаях кор-
розионная стойкость этих сплавов повышается при наличии литей-
ной корки.

Вместе с тем ферросилиды, особенно марки Ф-15, характери-
зуются сравнительно низкой стойкостью в соляной кислоте, осо-

HjSO^, °/о

Рис. 278. Сравнительная коррозионная стойкость простого и высоколе-
гированного чугунов в серной (а) и соляной (б) кислотах и в натриевой
щелочи (в)

+02м/г

"71 . । 1

о ю 30 50 70 90

бенно при наличии в ней хлорного железа. Как видно из рис. 278, б,
эта стойкость повышается при понижении концентрации и темпера-
туры кислоты и увеличении содержания кремния в сплаве. Благо-
приятно влияет добавка 3—4% Мо (сплав антихлор марки МФ-15).
Кремнистые сплавы нестойки также в горячей плавиковой кислоте,
горячих едких концентрированных щелочах, растворах Na^jCOg,
кипящем концентрированном Na2SO3, в которых сплавы депассиви-
руются. Недостатками этих сплавов являются большая хрупкость,
плохая обрабатываемость (возможна только наждачная обдирка)
и низкие механические свойства (табл. 40), вследствие чего они
напоминают больше стекло, чем металл. Поэтому применение фер-
росилидов целесообразно только в условиях, когда необходимо
обеспечить низкую скорость коррозии, не выше 0,25 мм/год.
Однако следует иметь в виду, что механические и литейные свой-
ства этих сплавов могут быть несколько повышены путем присадки
магния или церия с целью получения шаровидного графита [9;
391 ], понижения содержания углерода (насколько это позволяют
литейные свойства), а также путем уменьшения содержания серы
и фосфора.
Химический состав и механические свойства высококремнистых и высокохромистых сплавов

Таблица 40*

Марка сплава	Содержание элементов в %							в кГ/мм2	f «00 в ММ	НВ  1	°н в кГ м/см2 (без над- реза)
	гост	с	Si	Мп	Р	S	Сг				
Ф-15	i  : 2233—43 |0.05-0.8  1 ।		14.5—16	0,3—0,8	0.1	1  1  0,07	—	17-25	2—3	1  200-300	।  i  0,05—0,1
Ф-17 j	: 2233-43	0.3-0,5 j  1	1	! 16—18	0,3—0,8	0.1	0,07	—	14—16	1,5—2	i  350—400	0,05-0.1
МФ-15	2233-43	: 0,5-0,8	14,5—16	0,3—0,4	0,1	0,07	—	17—25	2-3	400-500	0,05-0,1
Х28Л	2176—57	0.5—1,0	0,5—1.3	0.5—0,8	До 0,1	До 0,08	26—30	55-79	6—8	220—300	0,4-0,7
Х34Л	2176—57	1.5-2.2  ।	1.3—1.7	0.5—0,8	» 0,1	» 0,10	32—36	50-55	5-6	250—400	0,3-0,5

Примечание. Применяя термическую обработку, можно значительно повысить твердость хромистых сплавов. Макси-
мальная твердость достигается при низком содержании хрома (—25%) и высоком содержании углерода (~2,2%) путем закалки
с аустенитного состояния (—1000° С) на мартенсит. Дисперсионное твердение при 400° С еще больше повышает твердость сплава
(до — НВ 700). повышение же температуры отпуска до 600° С действует в обратном направлении. В случае более высокого содержа-
ния хрома (—33%) и более низкого содержания углерода (— I %) твердость может быть несколько повышена (на НВ 100) путем обра-
ботки при 475—500° С, что связано с выделением а-фазы [403]. При шаровидном графите сплав МФ-15, поданным Ю. Г. Бобро, имеет
а = 304-45 кГ/мм2, НВ = 3404-380, а 0,12 кГ-м/см*.
Влияние марганца на химическую стойкость чугуна в рас-
плавах щелочей благоприятно, но применение его ограничено
вследствие окрашивания им щелочей в коричневый цвет. Влияние
марганца в обычных пределах на коррозию в морской воде и в кис-
лотах незначительно.

Сера, в противоположность марганцу, понижает химическую
стойкость чугуна в кислотах. Отрицательное влияние сульфидов
объясняется уменьшением защитных свойств пленки около серни-
стых соединений, взаимодействием с электролитом (с образова-

0 0t2 4(4 Ufi Of 1.0 12 /.4 №

Содержание (poetpopа;%

Рис. 279. Влияние фосфора на
коррозионную стойкость серого
чугуна в кислотах и растворах
щелочен

Рис. 280. Влияние фосфора
на коррозионную стойкость
в расплаве каустической
соды

нием сероводорода) и в некоторой мере — образованием дополни-
тельных микроэлементов. В отливках, работающих в условиях
воздействия щелочей, сера не оказывает большого влия-
ния 1316].

Влияние фосфора на коррозионную стойкость выражено
весьма неясно и определяется тем, что фосфидная эвтектика сама
по себе, как и графит, обладает весьма высоким сопротивлением
коррозии, но создание дополнительных микропар может действо-
вать в противоположную сторону. Как видно из рис. 279 |63 J,
фосфор в пределах до 0,4—0,6% повышает химическую стойкость
чугуна в кислотах; так же благоприятно влияние фосфора при кор-
розии в расплаве каустической соды (рис. 280) и в нейтральных
средах, но в щелочных растворах (рис. 279) это влияние уже отри-
цательно.

Влияние специальных элементов на коррозию
весьма разнообразно. Наибольшее значение имеют никель и хром.
Так, например, интенсивное уменьшение коррозии в щелочах
464
можно отметить при введении уже небольших добавок ни-
келя:

Ni в % .................. 0,0	3,8	6,5	16,6 19,5	22,2 28,9

Потери металла в щелочах	в Г/м2 1,5	1,0	1,0	0,63 0,13	0,07 0,008

Поэтому в условиях воздействия щелочей рекомендуются
обычно чугуны, легированные никелем (и хромом), например
марок СЧШ1 и СЧШ2 с содержанием 0,8—1,0% Ni, 0,6—0,8% Сг
и 0,35—0,5% Ni, 0,4—0,6% Сг соответственно. При этом действие
никеля оказывается тем сильнее, чем ниже содержание кремния
в чугуне, чем агрессивнее среда и выше температура. Однако в ряде
случаев нелегированный модифицированный чугун может на прак-
тике и не уступать указанным никелехромовым чугунам [316].

Наилучшие результаты получаются при высоколегированных
чугунах с аустенитной структурой типа нирезист (рис. 278, в),
в частности ЧН15Д7Х2. Этот чугун весьма стоек также в холодных
разбавленных растворах серной кислоты (рис. 278, а), но скорость
его коррозии резко увеличивается при повышении температуры,
концентрации и движении реагента. Повышенное содержание
в этом чугуне кремния — до 5—7?о (чугун этого типа известен за
рубежом под названием никросилал) увеличивает сопротивление
коррозии в серной кислоте.

В соляной кислоте, как видно из рис. 278, б, чугун типа нире-
зист более или менее стоек только при низких концентрациях и
температурах. Повышение стойкости и в этом случае возможно
путем устранения движения жидкости, ограничения аэрации и
доступа кислорода, а также при исключении из состава чугуна
хрома. В азотной кислоте высоконикелевый чугун нестоек, что
объясняется ее окислительным действием. Скорость коррозии
в 50-процентной уксусной кислоте составляет около 0,175 мм!год.
Чугун этот применим также при воздействии органических
кислот и допустимой скорости коррозии 0,5—0,6 мм/год [62].

Механические свойства и отчасти коррозионная стойкость чу-
гуна типа нирезист могут быть повышены за счет кристаллизации
графита в шаровидной форме. 3. Б. Шапиро 13871 рекомендует
для этого состав (С 2,5 —3,0У<>; Si 2,0->2,5%; Мп ~ 1,34-
4-1,8%; Сг - 0,304-0,05%; Ni - 14-16%; Си - 3,04-3,5%;
Р до 0,1 %; Mg - 0,07 — 0,10%), стойкий в сернокислых, соляно-
кислых, переменных сернокислощелочпых средах при повышенных
температурах и давлениях.

Влияние хрома в некоторой степени благоприятно уже при не-
большом содержании (до 0,5%), в особенности в слабых кислотах
и в морской воде, благодаря уплотнению структуры и уменьшению
степени графитизации чугуна. При большом содержании хрома
(от 12 до 35%) чугун оказывается химически стойким во многих
средах — кислотах, щелочах, солях и особенно в азотной кислоте—
благодаря образованию оксидной пассивирующей пленки; при
30 Н. Г. Гиршович 707	465
этом стойкость высоколегированных чугунов (Х28Л и Х34Л),
составы и свойства которых даны в табл. 40,* тем больше, чем выше
концентрация обычной азотной кислоты (в пределах примерно
65%). В соляной же кислоте оксидная пленка на этих сплавах раз-
рушается вследствие воздействия хлорионов и хромовый чугун
переходит в активное состояние. Поведение сплавов Х28Л и Х34Л

концентрация кислоты, %

Рис. 281. Сравнительная коррозионная стойкость высоконике-
левых и высокохромистых сплавов по сравнению с обычным
чугуном:

/ — обычный серый чугун: 2 — чугун типа нирезнстс 17% N1 и 8% Си;
3 — высокохромовый чугун с 30% Сг

по сравнению с нирезистом и обычным чугуном в разных кислотах
представляется данными, приведенными на рис. 281.

Из других легирующих элементов, применяемых в небольших
концентрациях, но полезных для повышения коррозионной стой-
кости чугуна, следует указать на медь, которая при содержании
0,5—2?о повышает коррозионную стойкость чугуна в слабых и

* Чугуны типа хромекс с содержанием примерно 30% С Гпри дополнитель-
ном легировании их 12—14% Ni можно получить и с аустенитной структурой.
В этом случае они характеризуются более высокой жаропрочностью, и выдержка
при 475° С не вызывает выделения в них о-фазы [403].
средних растворах серной, уксусной и соляной кислот 1481 I.
Благоприятное действие сурьмы (в пределах до 2%) и совместно
сурьмы и меди (1 % С и 0,5% Sb) в среде соляной кислоты уже
давно было установлено В. В. Скортелетти и А. И. Шультипым.
но практически не используется. По свидетельству Пивоварского
163], легирование чугуна сурьмой (0,5—0,6?о), а также одновре-
менно никелем и сурьмой полезно при коррозии в щелочах; при-
садка же мышьяка целесообразна при воздействии не только соля-
ной и серной, но и уксусной кислоты средних концентраций. Алю-
миний, особенно при высоком содержании (~20%), увеличивает
сопротивление коррозии в соляной и азотной кислотах, что делает
весьма полезным в этих случаях чугун типа чугаль. Более подроб-
ные данные о коррозионном поведении чугунов в разных реагентах
можно встретить в справочниках [371 1.

65. Жаростойкость

Отливки, работающие при повышенных и высоких температу-
рах в условиях ничтожных нагрузок, подвергаются разрушению
вследствие окалинообразования, роста и трещин. Таковы детали
печей и топок, цементационные и плавильные горшки, муфели и
воздухонагреватели, коки ли, изложницы и т. д.

Под жаростойкостью следует понимать всю совокупность усло-
вий, определяющих поведение материала при повышенных темпе-
ратурах, за исключением нагрузок, влияние которых характери-
зуется жаропрочностью. В общем случае, таким образом, отливки
должны обладать окалиностойкостью, сопротивлением росту и
термостойкостью (ГОСТ 7769—63 предусматривает для оценки ка-
чества отливок из жаростойкого чугуна только определенные
значения окалиностойкости и ростоустойчивости).

Окалиностойкость характеризуется общими зако-
нами химической коррозии и измеряется и оценивается по изме-
нению веса отливок. * Работами советских исследователей, глав-
ным образом П. Д. Данковым и В. И. Архаровым, установлено, что
образование окалины начинается с адсорбции кислорода и его со-
единений с металлом; в дальнейшем процесс происходит как за
счет диффузии ионов металла и электронов к внешней поверхности
пленок, так и за счет диффузии атомов кислорода в обратном на-
правлении. Вследствие разной концентрации кислорода на внеш-
ней поверхности и внутри пленки в ней образуются разные окислы
железа (FeO, Fc/),, Fe2O3), к которым присоединяются еще окислы

* ГОСТ 7769 - 63 рекомендует определять окалиностойкость как увеличение
веса образца при выдержке в течение 150 ч. Для жаростойкого чугуна оно не дол-
жно превосходить 0,5 Пм1. Метод оценки окал и постой кости по увеличению веса
проще, чем по уменьшению веса, так как в последнем случае необходимо
тщательно удалять окалину [438].

30*	467
легирующих элементов, а также другие соединения при наличии
в атмосфере иных газов, кроме кислорода.

В общем случае, при температурах вышее560" С когда FeO
становится устойчивой, пленка окислов является трехслойной.
Защитные свойства пленок зависят от их непрерывности, плотно-
сти, прочности сцепления с основным металлом и химической стой-
кости в окружающей среде. При этом необходимо также, чтобы
объем пленки (1/мео) был больше объема металла (V^), из которого
она образовалась,

1МеО =	|

(III. 80)

где М — молекулярный вес окисла;

и — число атомов металла в нем;

уоК — удельный вес окисла;

А — атомный вес металла;

ум — его удельный вес.

В этом случае не происходит разрыва пленки и она остается
сплошной и плотной. Такими свойствами характеризуются окислы
Al, Si, Сг, Мп, Fe, Со, Ni и др., противоположными по свойствам
являются окислы Li, Na, Mg, К, Са и др. [21. Однако указанное
условие высоких защитных свойств пленок является необходимым,
но недостаточным, так как большое значение имеют химические
свойства пленок, их летучесть и легкоплавкость, усиливающие
коррозию. Согласно теории В. И. Архарова, защитные пленки
должны иметь шпинельную структуру и состоять либо целиком из
окислов легирующих компонентов, либо из смешанных окислов
этих элементов и железа, например MnO-Fe2O3, CuOFe2O3,
FeO-Cr2O3, FeO-Al2O3 и др. Кинетика роста плотных пленок
протекает обычно по параболическом}' закону во времени и экспо-
ненциальному закону по температуре

хг^Лехр(--^)т,	(III. 81)

где х — толщина или вес окалины.

Однако при образовании трещин в слое окалины эта зависимость
нарушается.

Другим очень важным показателем жаростойких сплавов, осо-
бенно графитизированных, и в частности чугунов, является р о -
стоустойчивость, характеризующая стабильность раз-
меров отливок при повышенных и высоких температурах.* При

* Согласно ГОСТу 7769—63, ростоустойчивость определяется как увеличе-
ние длины образца за 150 ч выдержки при соответствующей температуре; это
увеличение длины не должно превышать 0,2% дня ростоустопчивых чугунов,
и на этом основании ГОСТ дает рекомендации составов чугуна. А. Л. Баранов
считает, что ростоустойчивость лучше оценивать путем определения изменения
удельного объема.
дальнейшем нагреве обычно происходит значительное neoop.iui
мое увеличение объема чугунных отливок, достигающее в неблаго-
приятных условиях, в частности при циклических изменениях
температуры, 20, а иногда даже 50—100%. Характерными призна-
ками роста являются резкое понижение механических свойств и
образование сетки разгара на поверхности отливок, что в конечном
итоге значительно понижает срок службы изделий.

Природа и механизм этого явления весьма сложны, а факторы,
его вызывающие и ему способствующие, многообразны. Установ-
лено, что рост чугуна увеличивается с повышением температуры и
продолжительности выдержки, увеличением амплитуды и числа
циклов колебаний температуры (особенно при переходе через кри-
тический интервал), а также скорости нагрева и охлаждения и аг-
рессивности атмосферы. Величина роста зависит также от состава
и структуры металла, его плотности, количества, формы и размеров
графита, фазовых превращений, механических свойств, наличия
и возможности образования трещин, газосодержания, хотя значе-
ние последнего фактора, по-видимому, невелико и раньше сильно
переоценивалось [228 ].

Причинами, вызывающими рост чугуна, являются также гра-
фитизация и другие фазовые превращения, протекающие с увели-
чением объема (например, распад аустенита), окисление основ-
ного металла и легирующих элементов, растворение графита и
порообразование, релаксация напряжений и трещинообразование.
Относительное значение каждого из указанных механизмов про-
цесса может изменяться в зависимости от внешних условий и вну-
тренних факторов, определяющих возможные изменения в самом
сплаве.

Простейшие расчеты показывают, что увеличение объема чу-
гунных отливок при графитизации сравнительно невелико даже
при выделении графита в плотной матрице (около 2% на 1 ?о выде-
ленного графита) и в белом чугуне может достигать примерно 5%.
При отсутствии или малой значимости других процессов (испыта-
ние в вакууме и изотермическая выдержка) графитизация является
основной причиной роста. Однако в обычных условиях эта при-
чина играет второстепенную или косвенную роль, тем более, что
в результате такого увеличения объема не происходит характер-
ное для обычного роста резкое понижение механических свойств
(наоборот, они даже повышаются) и не образуется сетка разгара.
После завершения графитизации, как это видно из рис. 282 [376],
рост прекращается, что и наблюдается при изотермическом про-
цессе в отсутствии окисления. Таким образом, увеличение разме-
ров отливок в результате графитизации имеет не только количе-
ственное, но и качественное отличие от обычного роста.

Гораздо большее значение в процессе роста имеет процесс окис-
ления, который особенно интенсивно развивается в соответствую-
щей атмосфере и при крупных взаимно связанных и пересекаю-
4'5<|
щихся выделениях графита, по каналам которых газы проникают
внутрь металла. Именно такой процесс внутреннего глубокого
(а не поверхностного) окисления вызывает большой рост и ката-
строфическое снижение ме-

Рнс. 282. Кинетика роста чугуна (СОб “
=3,86%, Si = 2,21%) в вакууме (/) и на
воздухе (2)

ханических свойств чу-
гуна, что по механизму и
результатам напоминает
процесс интеркристаллит-
ной коррозии. Окисление
железа и легирующих эле-
ментов при этом вызывает
значительное увеличение
объема. Рис. 283 иллю-
стрирует структуру такого
чугуна с окислами вокруг
графита, в том числе и со
сложными твердыми рас-
творами FeO и SiO2 или
FeO и МпО, так называе-
мыми белыми составляю-
щими или х-фазами [358;
376; 377]. Этот процесс

(см. заштрихованную область на рис. 282) характеризуется воз-
растающей во времени скоростью, и, в противоположность

графитизации, протекает практически неограниченно с увели-

Рис. 283. Структура серого чугуна после роста (/(250)

чением выдержки. Значение процессов окисления при росте
хорошо подтверждается также влиянием состава газовой среды.
И, действительно, как видно из рис. 284, рост увеличивается
в атмосфере печных газов и СО2, еще больше влияют пары воды.
470
Третьей весьма важной причиной роста графитизированных
сплавов является диффузионное порообразование, связанное с рас-
творением графита. Теория этого процесса, впервые выдвинутая
М. Г. Окновым, особенно широко развита школой К. П. Бунина,
в частности А. А. Барановым [307; 308]. Сущность ее заключается
в том, что при растворении графита образуются полости, которые
затем только частично заращиваются матрицей или заполняются
графитом. Количественная оценка этого явления при циклических
режимах можно лучше всего выразить следующим образом:

Д1Г-3,5С II - (л4 у)\п, (III.82)

где С — количество графита,
попеременно раство-
ряющееся и выделяю-
щееся при каждом
цикле, в % вес.;

3,5С — то же, но в °о об. (3,5 -
соотношение удельных
весов матрицы и гра-
фита);

х — доля пор, которая за-
ращивается на высо-
котемпературной ста-
дии цикла;

у — доля графита, выде-
ляющаяся в порах на
низкотемпературной
стадии цикла;

Рис. 284. Влияние состава атмос-
феры на рост серого чугуна при
900° С с выдержкой при каждом
нагреве в течение I ч

п — число циклов.

Анализ этой общей формулы показывает, что наибольший рост
в одном цикле происходит при х у 0 (поры не заращиваются
и целиком остаются в матрице) и при максимально возможном
значении С (высокая верхняя температура цикла и последующее
снижение температуры до подкритической области). Это увели-
чение объема частично протекает на высокотемпературной стадии
вследствие растворения углерода в твердом растворе и частично —
на низкотемпературной стадии вследствие выделения графита
в матрице. В противоположных условиях, когда х -1- у = 1, т. е.
в случае полного заращивания пор, роста по причине порообразо-
вания не будет вовсе, независимо от числа циклов.

Роль порообразования в отношении роста чугуна доказывается,
например, тем, что большое увеличение объема (до 80°о) наблю-
дается при термоциклических режимах не только в атмосфере
воздуха, но и при медленном охлаждении в вакууме, когда оки-
сление и образование трещин, по-видимому, исключаются. Мало
того, рост в воздухе, как показано Д. В. Грантом и др. [4381,
иногда даже меньше, чем в вакууме,, так как окислы на поверх-
471
ности пор препятствуют растворению графита. Образование пор
показано А. А. Барановым также прямым экспериментом путем
микроисследования серого чугуна после выдержки в жидком
серебре, которое благодаря высокой жидкотекучести заполняет
образованные между графитом и матрицей зазоры 1307].

Однако в ряде случаев порообразование может играть совсем
незначительную роль, например при росте в области а-растворов,
где количество растворяющегося графита очень мало, и при изо-
термическом режиме, когда порообразование может быть обуслов-
лено только процессом коалесценции графита.

Заращивание пор и соотношение между количеством графита,
выделяющимся в порах и матрице (что в конечном итоге оказывает
решающее влияние на процесс порообразования) зависят от ряда
факторов. Исследования [307; 308] показывают, что заращивание
пор происходит тем интенсивнее, чем мельче выделения графита.
Поэтому этот процесс наиболее полно проходит в предварительно
закаленных образцах из белого чугуна. Ему способствуют также
высокая температура, длительная выдержка при верхней темпе-
ратуре цикла и малая скорость нагрева.

Процессу выделения графита в порах способствует понижение
температуры нижней стадии цикла, увеличение количества и
объема пор. По указанным причинам рост увеличивается при круп-
ном графите, что хорошо известно из практики. Наоборот, при
достаточно большом количестве мелких пор в начале процесса
может произойти даже уменьшение объема [309] вследствие выде-
ления графита в порах, которые он покрывает в виде тонкой пленки
подобно тому, как в вакууме он откладывается на поверхности
образца. Дальнейшее выделение графита происходит частично уже
в матрице, преимущественно в виде отростков на пластинчатом
и шаровидном графите, а после значительного количества циклов—
в виде слоистых разбухших образований вокруг округлых вклю-
чений.

Причиной роста являются также результаты напряжений,
их релаксация [327] и трещинообразование. Образование трещин
под влиянием напряжений и соответствующее увеличение объема
особенно интенсивно развиваются при термоциклировании с про-
хождением через критический интервал. При этом проявляется
не только прямое, но и весьма важное косвенное влияние этого
фактора, так как образующиеся мельчайшие трещины способ-
ствуют проникновению газов и процессу окисления. Таким об-
разом, общее изменение объема при росте под влиянием разных
причин может быть оценено следующим выражением:

АГ 2АСг/Я (Гмсо- ГМе) ' 3,5С[1 - (х ; у) I п \

^\Vmp >	(III. 83)
где	ДСгр — увеличение количества графита в про-

цессе роста (если оно уменьшается,
то первое слагаемое берется с отри-
цительным знаком);

UZMeo —	— разница между объемами окислов и

окисленного металла;

3,5С [1 — (х 4 у) 1 ti — увеличение объема в результате поро-
образования;

W тр—объем образованных трещин;

— увеличение объема в результате ре-
лаксации напряжений.

Исследования роста производятся путем определения изме-
нения объема или длины отливок, в частности, дилатометрическим
методом. При этом для повышения точности при измерении длины
образцов необходимо предохранять торцы от окисления посред-
ством какого-либо покрытия, например никелирования 1376]
или установки штифтов из жароупорной стали [308]. Оценку
ростоустойчивости чугуна, как и окалиностойкости, можно про-
изводить по балльной системе 1319]:

Класс стойкости (баллы)	L‘_	!		1  3	1	i ,  1 '
1  Система ЛПИ (по уменьшению удельного веса в % после 100 ч вы- держки)		1-3	3—5	5- 10	>10
Система ЦНИИТмаша (по увеличению длины в % образца 0 30— 150 мм после 150 ч вы- держки)	<0,05	0,05-0,15	0,15-0,5	0,5- 1,5	>1,5

Последним фактором, характеризующим жаростойкость, яв-
ляется термостойкость, которая дает представление
о сопротивлении материала термическим ударам и образованию
пластических деформаций. В первом случае термостойкость оце-
нивается по относительной протяженности трещин 1324] или по
количеству циклов нагрева и охлаждения образцов до появления
на них трещин, обнаруживаемых магнитным методом, под микро-
скопом, под лупой или невооруженным глазом (нагрев может
производиться в печах токами высокой частоты или окунанием
в жидкий металл, охлаждение — на воздухе или в воде). Возможна
также оценка термостойкости по количеству воды, поливаемой
на поверхность тонкостенных отливок, нагретых до определен-
ной температуры горелкой Бунзена до образования трещин
(438; 4421. В качестве образцов выбирают тонкостенные полые
473
цилиндрики с боковыми отверстиями разного диаметра, тонко-
стенные ящики, ролики, кольца, всякого рода узлы и другие
подобные отливки. Термостойкость при этом определяется, по
существу, температуропроводностью, коэффициентом расшире-
ния, модулем упругости и механическими свойствами — проч-
ностью и главным образом — пластичностью металла.*

А. А. 'Горшков различает трещины первого рода (крупные
продольные трещины на более холодной поверхности отливки,
образующиеся в результате растягивающих напряжений в первый
период охлаждения); трещины второго рода (постепенно разрастаю-
щиеся волосяные трещины на более нагретой поверхности, обра-
зующиеся в результате пластических деформаций более холодной
стороны отливки и растягивающих напряжений в более горячей
стороне) и трещины третьего рода (сетка разгара). **

Второй вид термостойкости зависит от жесткости материала и
оценивается обычно по величине прогиба какого-либо образца
под влиянием собственного веса после длительной выдержки или
термоциклирования. Определяющим свойством при этом является
модуль упругости при повышенных температурах.

Таким образом, жаростойкость в широком значении этого
понятия, как комплексное и интегральное свойство, должна оце-
ниваться по ряду более элементарных свойств, из которых каждое
имеет свою методику исследования и свои особенности. Все это
чрезвычайно усложняет вопрос о жаростойкости чугуна, его над-
лежащей структуре и составе.

Прежде всего в этом отношении следует указать на то влияние,
которое оказывает на жаростойкость графит. С его укрупнением
и разветвлением облегчается проникновение газов в глубь металла,
а следовательно, внутреннее окисление и рост отливок. Кроме
того, при этом нарушается сплошность защитной пленки, вслед-
ствие чего понижается также и окалиностойкость. Поэтому замена
грубого пластинчатого графита более мелким и разобщенным,
например при понижении содержания углерода в чугуне или пере-
греве, заметно уменьшает рост. Исследования 14801 показали,

* А. И. Вейник и А. И. Храмченков представляют критерий термостойкости
(I — ц) к	кЪ	аЕ	.	. ,

в виде----£  или—= . другие -в виде-----(здесь ц -коэффициент

аЕ	<1Е	г’	овуа

Пуассона; к — теплопроводность; а — коэффициент расширения; Е — модуль
упругости; д—удлинение; а—температуропроводность). По Л. И. Кожинскому,
термостойкость определяется удельной работой образования трещин.

** Некоторые исследователи [442] классифицируют трещины как прямые,
извилистые и трещины сетки разгара и определяют чувствительность материала
по каждому виду трещин в отдельности. Особый интерес представляют трещины
разгара, образование которых зависит как от ростоустойчивости, так и от термо-
стойкости чугуна. По механической теории разгара Д. К. Чернова, более нагре-
тые слои отливки сильнее сокращаются при охлаждении, вследствие чего обра-
зуются трещины, которые, в свою очередь, способствуют дальнейшему окислению,
и росту.
что даже междендритный графит имеет по этой причине значи-
тельное преимущество перед обычным пластинчатым уже с 500° С,
когда рост серого чугуна с 3% С и 2% Si в атмосфере воздуха
еще только начинает заметно проявляться:

Характеристики	|  жаростойкости	|  1	Неориентированный пластинчатый графит		Междендритный графит	
	| перлитная матрица  [		ферритная матрица	перлитная матрица	ферритная матрица
Скорость окисления в мм/год	0,143	0.082	0,073	0.068
Линейный рост в %	0,597	0.039	0,421	0.027

При этом повышается не только ростоустойчивость, но и ока-
ли ностой кость. Полезным в этом отношении является также из-

мельчение эвтектического
зерна [324], поэтому моди-
фицирование, несмотря на
устранение междендритного
графита, является положи-
тельным фактором при борьбе
с окислением и ростом.
Положительными являются
также сопутствующие моди-
фицированию серого чугуна
факторы: уменьшение содер-
жания углерода, плавка на
большом количестве сталь-
ного скрапа, перегрев в жид-
ком состоянии и легирова-
ние.

Еще большие преимуще-
ства в отношении ростоус-
тойчивости и окал и ностой -
кости, как видно из рис. 285
[311 ], а также термостойко-
сти с точки зрения образова-
ния трещин [4361 получают-
ся при шаровидном графите,
несмотря на меньшую тем-
пературопроводность и более
высокий модуль упругости
этого чугуна, что объясняется

Рис. 285. Сравнительная окалиностой-
кость (а) и ростоустойчивость (6) чугуна
с пластинчатой (ПГ) и шаровидной (ШГ)
формой графита (штриховые линии —фер-
ритно-перлитная матрица, сплошные —
ферритная матрица)

его большей пластичностью. По

той же причине термостойкость высокопрочного чугуна в отно-
шении образования деформаций меньше, чем у чугуна с пластин-
чатым графитом 13191.
Таблица 41

Влияние графита на науглероживание
и окисление чугуна при 550° С
в течение 320 ч в атмосфере СОаН-СО

Характеристика графита	Науглерожива- ние чугуна в %	Увеличение веса в Г/м2	
		в воздухе	।  • в смеси СО, 4-СО
Пластинчатый:			
грубый	0,67	27	385
средний	0,59	16	230
междендрнт- ный	0,07	—	—
Шаровидный	—	Ljl_	( 50

В сером чугуне, характеризующемся меныией пластичностью,
термостойкость в отношении образования трещин повышается
с укрупнением графита, что находится в соответствии с повыше-
нием теплопроводности, понижением модуля упругости и умень-
шением напряжений в чугуне. Ковкий чугун с типичными для него
выделениями углерода отжига занимает при одной и той же матрице
промежуточное положение между серым и высокопрочным чугу-
нами по окал иностой кости и ростоустойчивости, но превосходит
чугун с шаровидным графитом
по термостойкости в отношении
образования трещин.

Важно отметить, что грубый
пластинчатый графит оказывает
также весьма неблагоприятное
влияние на рост и окалино-
стойкость в атмосфере СО2 I
-г СО. Это имеет особый ин-
терес для установок атомных
реакторов, фундаментных плит
для нефтяных форсунок и дру-
гих установок вследствие воз-
никновения реакции

С + СО27^2СО (III. 84)
с последующим обратным ее те-
чением в чугуне и отложением
свободного углерода на графите.

Этот процесс ведет поэтому к науглероживанию, а затем к росту
и окислению чугуна в тем большей степени, чем грубее графит,
о чем свидетельствуют данные табл. 41 [4271.

Очевидно, что газовая смесь из СО2 + СО значительно агрес-
сивнее воздуха. То же следует сказать и об атмосфере пара.

Меньшее, но все же достаточно большое значение имеет струк-
тура матрицы, как это видно, например из данных Ю. Г. Бобро
по окалиностойкости (рис. 285) и величине роста в % при изотер-
мическом цикле:

Температура цикла в °C	Перлитная матрица	Ферритная матрица	Соотношение величин роста
550	0,5	0,1	5
900	8	12	0,67

Очевидно, что ферритная матрица имеет преимущества по ро-
стоустойчивости в подкритической области и уступает перлитной
структуре в надкритической области. Высокое содержание крем-
176
ния в чугунах типа сплал определяет поэтому преимущества
ферритной структуры даже при более высоких температурах
испытания, как это показано Н. Н. Александровым и Н. И. Клоч-
невым в ЦНИИТмаше:

	Рост прн 1000° С в течение 150 ч в %	|	
Структура	чугун с пластин-	чугун с шаровидным
	чатым графитом	графитом
Феррит 100%	0,60	_	0,00
»	10—15%	0,76	0,42
>	5%	1,91	0,83
Перлит 100%	1,89	1,56

В связи с этим ГОСТ 7769—63 рекомендует для жаростойких
чугунов в определенных условиях ферритную структуру, однако
при высоких температурах (в надкритической области) и при
термоциклировании меньшим ростом характеризуется уже пер-
литный чугун и в тем большей степени, чем стабильнее струк-
тура. Особо высокой ростоустойчивостью отличаются ферритные
и аустенитные чугуны, не претерпевающие при колебаниях тем-
пературы фазовых превращений и не подвергающиеся при этом
графитизации. В отношении окисления влияние структуры ма-
трицы невелико (рис. 285), значение имеет в основном состав чугу-
на. Что касается термостойкости, то опасность образования тре-
щин, в противоположность некоторым утверждениям [442], умень-
шается с переходом от перлитной к ферритной матрице, дефор-
мация же, наоборот, при этом увеличивается.

Переходя к вопросу о влиянии состава чугуна на его жаро-
стойкость, необходимо отметить, что элементы воздействуют
в этом отношении не только непосредственно путем образования
растворов или особых фаз и изменения положения критических
точек, но в значительной мере и через графитизацию и структуру.
Максимального эффекта в отношении сопротивления росту можно
достигнуть путем полного исключения процессов графитизации
и фазовых превращений. Это возможно осуществить созданием
термодинамически или практически стабильных структур: аусте-
нитно-графитной, ферритно-графитной или с устойчивыми карби-
дами. Что же касается исключения фазовых превращений в отлив-
ках во время их службы, то оно принципиально возможно при
соответствующем повышении или понижении критической темпе-
ратуры сплава. В связи с этим можно предложить следующую клас-
сификационную схему основных элементов, эффективных в отно-
шении ростоустойчивости:
Схема 4

Принципы легирования для повышения окалиностойкости за-
ключаются в создании защитной пленки и плотной структуры
с разобщенным графитом, чтобы воспрепятствовать проникновению
газов. В отношении термостойкости можно принять, что почти
все элементы, действуя непосредственно, понижают теплопровод-
ность чугуна и способствуют образованию трещин, а уменьшая
пластичность, препятствуют деформированию отливок. Однако
это влияние может значительно измениться в связи с процессами
графитизации, а также ферритизации или перлитизации матрицы.

Характеризуя влияние отдельных элементов, следует указать,
что увеличение содержания углерода (ив связи с этим
количества графита) понижает окалиностойкость и ростоустой-
чивость серого чугуна 13191, и тем интенсивнее, чем грубее и не-

благоприятнее эти выделения (рис. 286). Поэтому влияние угле-
рода мало проявляется в ковком чугуне и тем более в чугуне
с шаровидным графитом. Особенно отрицательным является
влияние высокого содержания углерода в заэвтектическом чу-
гуне с пластинчатым графитом вследствие выделения в нем гру-
бой спели. Вместе с тем, увеличение содержания углерода в сером
чугуне, по крайней мере до эвтектического значения, повышает
его термостойкость с точки зрения образования трещин вследствие
увеличения степени графитизации и теплопроводности и пониже-
ния модуля упругости, в ковком же и высокопрочном чугунах
это влияние проявляется в незначительной степени.

Многочисленные исследования влияния кремния
(рис. 286 и 287) показали, что с повышением его содержания ока-
ли ноустойчивость и ростоустойчивость чугуна сначала несколько
понижаются, а потом интенсивно увеличиваются, причем кремний
благоприятно влияет не только на серый (рис. 287, а), но и на
высокопрочный (рис. 287, б) чугун. Особенно резко такое влия-
478
Рис. 286. Влияние углерода, кремния и температуры на рост
и окалиностойкость серого чугуна

Число термоциклов с нагревом до 900°С

Рис. 287. Влияние кремния на рост чугунов с пластин-
чатым (а) и шаровидным (б) графитом
ние проявляется при первой границе стойкости (5—6% Si), при
которой получается вполне жаростойкий чугун (си ла л) с точки
зрения роста и окисления. ГОСТ 7769—63 предусматривает составы
такого чугуна с пластинчатым и шаровидным графитом, а также
их свойства и области применения (табл. 42).

Рис. 288. Сравнительная ок ал и ностой кость и ростоустойчи-
вость обычного чугуна, силала с разным содержанием Мп
и СГ и хромэкса (Х28Л): а—силал с пластинчатым графитом
при 900е С; б — силал с шаровидным графитом при 1000° С

Чугун с шаровидным графитом (ЖЧСШ-5,5) характеризуется
повышенной пластичностью, которая особенно сильно возрастает
с повышением температуры и достигает 40% при 800J С (удлине-
ние чугуна с пластинчатым графитом не превышает при этом 4%),
прочность же падает с повышением температуры, а также с увели-
чением содержания кремния в чугуне.

Преимущества кремнистых чугунов перед обычным серым чу-
гуном и влияние дополнительного легирования их марганцем
и хромом (рис. 288) было подробно исследовано в ЦНИИТмаше
480
3! Н. Г. Гиршович 707

Таблица 42

Составы и свойства жаростойких чугунов по ГОСТу 7769—63

Марки чугуна	Химический состав в %							в  кГ /мм2	аи в кГ /мм2	fsoo в мм	НВ	Рекомендуе- мая предель- ная темпера- тура эксплуа- тации в 0С
	С	Si	Мп	Р  (не более)	S (не более)	Сг	А1					
ЖЧХ-0.8	3,0—3,9	1,5—2,5	До 1,0	0,3	0,12	0,5—1,0	—	18	36	1  2,5	207—286	550
ЖЧХ-1,5	3,0—3,9	1,7—2,7	» 1,0	0,3	0,12	1,1—1,9	—	15	32	2,5	207—286	600
ЖЧХ-2,5	3,0—3,9	2,8—3,8	» 1,0	0,3	0,12	2,0—2,7	—	—	32	2,0	228—364	650
ЖЧХ-30	2,4—3.0	1,0—2,0	» 0,7	0,1	0,08	28-32	—	30	50	2,0	370-550	1000
ЖЧС-5.5	2,4—3,2	5,0-6,0	0,5-1,2	0,3	0,12	0,5-0,9	—	10	24	2,0	140—255	800
ЖЧСШ-5,5	2,5—3,2	5,0—6,0	До 0,7	0,2	0,03	До 0,2	—	22	—	—	228—321	900
ЖЧЮ-22	1,6—2,5	1,0—2,0	0,4-0,8	0.2	0,08	—	19—25	9	22	2	140-286	1000
ЖЧЮШ-22	1,6—2,5	1,0—2,0	0,4-0,8	0,2	0,05	—	19—25	25	35	2	241—375	1100

Примечание. В некоторых случаях представляют интерес прочностные свойства указанных чугунов. ЦНИИТмаш реко,
мендует пользоваться при этом следующими данными в отношении полученными при кратковременных испытаниях (в кГ/мм2
при разных температурах:

Температура °C:	ЖЧХ-0.7	ЖЧХ-1,5	ЖЧХ-2,5	жчх-зо	ЖЧС-5,5	ЖЧСШ-5,5	ЖЧЮ-22	ЖЧЮШ-22
500	20	20	17	40	12	45	10	25
600	15	15	15	36	10	39	—	28
700	7	8	9	23	5	12	7	17
800	3	3	3	15	2	4	4	14
[3061. Установлено, что сопротивление росту и окислению повы-
шается с увеличением содержания кремния в указанных сплавах,*
дополнительное же легирование их хромом и марганцем приносит
пользу главным образом при пластинчатой форме графита и только
в отношении окалиностойкости. В остальных случаях это может
иметь то или иное отрицательное влияние в зависимости от перли-
тизации структуры. Поэтому полезен отжиг этих чугунов с целью
ферритизации. Отрицательно могут повлиять процессы, влекущие
за собой укрупнение пластинчатого графита, в том числе и модифи-
цирование. Следует учесть, что соотношение в жаростойкости
чугунов зависит от температуры работы отливок или испытания
образцов. Интересно отметить, что преимущества высококрем-
нистых чугунов с точки зрения окалиностойкости и ростоустой-
чивости проявляются только до достижения а у-превращения,
при повышении же соответствующих высоко расположенных в этих
чугунах точек силалы могут оказаться по своим свойствам ниже
обычного серого чугуна 14401. Что касается термостойкости и
опасности образования трещин при резком изменении темпера-
тур, то эти свойства обычно ухудшаются при высоком содержании
кремния и особенно сильно — при дополнительном легировании
хромом, марганцем и другими карбидообразующими элементами.
Прогиб под собственным весом этих чугунов увеличивается, как
обычно, при шаровидном графите.

Влияние марганца и тем более серы в жаростойких
чугунах в общем нельзя считать положительным, хотя марганец,
как указывалось, иногда приносит некоторую пользу вследствие
повышения стабильности перлита и измельчения графита. Влия-
ние же серы является резко отрицательным, так что в кокилях,
например, следует снижать ее содержание до возможного ми-
нимума 1342].

Относительно влияния фосфора существуют противоре-
чивые мнения [63]. Можно считать, что при сравнительно невысо-
ких температурах и благоприятной кристаллизации с образова-
нием тонкой сетки фосфидной эвтектики фосфор уменьшает рост
чугуна. Однако вследствие понижения термостойкости и опас-
ности образования трещин содержание фосфора держат обычно
на низком уровне.

Большое значение с точки зрения повышения жаростойкости
имеет легирование чугуна х р о м о м, н и к е л е м и алюми-
нием. Низкое легирование хромом чугунов с пластинчатым гра-
фитом повышает их сопротивление росту и окалииообразованию,

* Предельные рабочие температуры tp силала зависят от содержания крем-
ния: при Si до 5,5% tp < 900° С, при Si больше 5,5% tp = 950е С. Следует также
подчеркнуть, что кремнистые чугуны стойки не только в атмосфере воздуха
и печных газов, но и в такой агрессивной среде, как сероуглерод, причем их стой-
кость в этом случае превышает стойкость даже хромовых чугунов.
в связи с чем они рекомендованы ГОСТом 7769—63 (табл. 42).
Сравнительное влияние хрома на ростоустойчивость и окалипо-
стойкость чугуна при 700 ’ С характеризуется, например, следую-
щими данными 1306]:

Сг в %	0.0	1,56	1,59	1,85	2,49
Линейный рост в %	1,8	0.365	0,20	0,16	0,09
Скорость окисления в Пм**ч	4.1	|	2.2	|	1.7	1.15	1,0

Вместе с тем следует учитывать, что хромистые чугуны имеют
более низкую термостойкость в отношении образования трещин.
Так, например, по данным Н. Н. Александрова и Н. И. Клоч-
нева, влияние хрома выражается в этом отношении следующим
образом:

Сг в %	—	0.44	0.87	1,50	2,07	2,58
Количество трещин при термоциклировании	1 4—5	4-5	8-10	12—19	20-22	30-36
Длина трещин в	j 3—6	3-6	5—9	8-10 		8—12	Сетка трещин

При более высоком содержании хрома сопротивление росту и
окислению еще больше увеличивается, но при этом полностью
тормозится графитизация и чугуны получаются белыми. Из спла-
вов такого рода наиболее стойкими являются чугуны с содержа-
нием 15—36% Сг. В связи с этим Н. Г. Гиршович и А. Я. Иоффе
[319] классифицируют высокохромовые чугуны следующим об-
разом:

Содержание хрома в %	15—17 20—25 26--30 32—36

Допустимая рабочая темпе-
ратура в С............ 900	1000	1100	1150

При менынем содержании хрома чугуны очень хрупки и поэ-
тому редко используются. Отличные окал и постой кость и росто-
устойчивость чугуна Х28Л иллюстрируется рис. 288. Видно,
что этот чугун (следовательно, и рекомендованный ГОСТом
чугун ЖЧХ-30) значительно превосходит по указанным свойствам
высококремннстые чугуны. С увеличением содержания хрома
в этих сплавах их механические свойства (табл. 40) несколько
снижаются, но сопротивление росту и окислению повышается.

31*	483
При этом увеличение содержания углерода снижает пластичность
и термостойкость сплавов и сравнительно мало влияет на их проч-
ность [319], практически не изменяя окали постой кости, о чем
свидетельствуют следующие данные [63]:

е  В %	Сг в %	Потери веса за 360 ч в Г/м2			
		700° С	800° С	j 900л С '	IfKMF С
0,12	27,25	10	10	30	90
2,44	25,18	20	10	10	ПО

Увеличение содержания кремния повышает окалиностойкость
сплавов, но понижает их термостойкость в отношении образова-
ния трещин, которая и без того находится на низком уровне
вследствие малой теплопроводности и низкой пластичности этих
сплавов. Следует также иметь в виду, как указывает К. И. Ва-
щенко 1313], что с повышением содержания хрома и углерода
понижается эвтектическая точка, которая при 3% С и 30—35% Сг
составляет уже 1300° С, а это может стать опасным в условиях
применения отливок при высоких температурах. Измельчение
структуры этих сплавов с соответствующим повышением механи-
ческих свойств возможно путем модифицирования их титаном
или азотом [11 ].

Низкое легирование никелем влияет главным образом вслед-
ствие улучшения структуры и повышения плотности чугуна, что
особенно заметно проявляется при соответствующем снижении
содержания углерода или кремния. Наибольшая же эффектив-
ность в отношении повышения жаростойкости проявляется при
высоком легировании, обеспечивающем получение аустенитной
структуры без фазовых превращений. Соответствующие чугуны
типа нирезист, и в частности марки ЧН15Д7Х2, отличаются ока-
линостойкостью, ростоустойчивостью и термостойкостью, причем
сопротивление росту может быть еще повышено при получении
шаровидного графита.

Следует при этом указать, что сам по себе никель обеспечивает
получение плотной защитной пленки на чугуне только при очень
высоких содержаниях (свыше 30%). При более низком содержа-
нии, как, например, в чугуне ЧН15Д7Х2, окалиностойкость и ро-
стоустойчивость определяются медью и особенно хромом в боль-
шей степени, чем никелем. Так, например, рост этого чугуна в те-
чение 240 ч оказался в следующей зависимости от температуры и
содержания хрома [311]:
Температура в °C	750	850	930	1050
Линейный рост в % при содержании хрома:  2,5%  4,6%  I	0,6  0,0  1	0,9	1,35 0,4	7,0  0,8

Повышение жаростойкости никелевых чугунов возможно также
путем легирования кремнием. Этот чугун (никросилал) характе-
ризуется следующими составами и свойствами: С — 1,8-г-2,0%;
Si = 5-7%; Мп =0,8=1,0%; Р<0,3%; S<0,12%; Ni =
- 16-^20%; Сг = 2=5%; о, = 18-:-35 кПмл?; 6 = 1-н4,5%;
ои = 38-г-бО кПмм2; /эд = 5—8 мм; НВ 130—180. Сопостав-
ление окалиностойкости разных чугунов при 900° С показывает,
что. никросилал имеет преимущество перед нирезистом и силалом
с пластинчатым графитом, но уступает силалу с шаровидным
графитом и хромэксу (3111:

Тип чугуна	Х34Л	ЖЧСШ-5,5	Никро- силал (5% Сг)	ЖЧС-5,5	Нире- зист (5% Сг)
Скорость окисле- ния в Пм2-ч	0,068	0,085	1,6	4,0	8,0

Никросилал характеризуется также повышенной ростоустой-
чивостью, однако термостойкость его, как и нирезиста, пони-
.жается с повышением содержания хрома [3111, о чем свидетель-
ствует число циклов закалки с 700" С до появления трещин:

Серый нслегнро- ванный	Чугун с l%Ni и <>,9%Сг	Силал (ЖЧС-5,5)	Нирезист		Никросилал		Х34Л
			с 2% Сг	с .->% Сг	без Сг	с 5% Сг	
1	4	1	5	1	>7	6	>7

Как видно из приведенных данных, жаростойкость никелевых
чугунов не столь высока, чтобы применение таких дорогих и де-
фицитных сплавов можно было бы считать целесообразным, если
одновременно от отливок не требуются еще другие важные свой-
ства — жаропрочность, антифрикционность, сопротивление кор-
розии. Кроме того, следует иметь в виду нестойкость чисто
485
никелевых чугунов в атмосфере сернистых газов вследствие
образования легкоплавких эвтектик. Поэтому никелевые чугуны
и не рекомендованы ГОСТом 7769—63 как жаростойкие.

Гораздо большее значение имеет легирование чугуна алюми-
нием. Этому вопросу посвящено много работ [2; 306; 311; 441 1,
особенно в ЧССР 1291; 464 ; 477). Как видно из рис. 289 1441 ],
сопротивление окислению и росту этих сплавов в так называемой
первой графитной зоне сначала
несколько понижается с увели-
чением содержания алюминия
вследствие укрупнения графита,

Рис. 289. Влияние алюминия
на окалиностойкость и росто-
устойчивость чугуна

Рис. 290. Влияние суммы
2 Al ~ Si на окалиностойкость
чугуна при разных темпера-
турах

а затем падает вследствие образования плотной защитной пленки
из А12О3 и шпинели FeO-Al2O3. При этом температурные гра-
ницы возникновения нестойкой вюститной фазы FeO повышаются
с увеличением содержания алюминия [2]:

А1 в %......................

Температура образования FeO
в °с.:......................

2—2,5

3,5—4,0

5—6	7—8

650—700	800—850	900—950	>950

Поэтому содержание алюминия в чугуне должно быть обычно
не меньше 6% и тем больше, чем выше температура. На свойства
этих чугунов, а следовательно, и на содержание алюминия боль-
шое влияние оказывает еще содержание кремния и хрома, а также
модифицирование с целью изменения формы графита. Дополни-
тельное легирование кремнием расширяет, а хромом, наоборот,
сужает область графитных зон.
486
Влияние кремния иллюстрируется рис. 290 1441 ], эффектив-
ность же добавки хрома видна из следующих данных 121:

Сг в %	0,02 0,60 1,0	1,4

Скорость окисления в Пм*'Ч	1,2	0,6	0,3 0,1

В связи с этим чисто алюминиевые чугуны (—6% А1) с пластин-
чатым графитом могут применяться до температур 700—800° С,
а с шаровидным графитом или при добавке 2—3% Сг — до 900э С,
при добавке же 5—6% Сг — до 1000° С, чему способствует еще
исключение графита из структуры. Дальнейшее повышение со-
держания хрома (до 10%) в чугуне с 6% А1 приводит, как пока-
зали И. Н. Богачев и др. [3], к образованию сплава (Х10А6),
превосходящего по окалиностойкости хромэкс и чугаль:

Температура в °C	Скорость окислении разных чугунов в Г,м*ч		
	Сг = 30%	Л1 = 27%	Х10Л6
1000	0,51	0,15	0,20
1100	3,13	0,15	0,30
1200  1	1	—  1		6,86	1,56

Сплав Х10А6 по строению относится уже к группе первой кар-
бидной зоны, отличающейся очень высокой окалиностойкостыо
и ростоустойчивостью при температурах до 1000—1100" С; осо-
бенно замечательными в этом отношении являются сплавы с 10—
18% А1 и 10—20% Сг, которые превосходят все известные до сих
пор сплавы по своей окалиностойкости.

К большим преимуществам алюминиевых чугунов следует
отнести также их высокую стойкость в атмосфере сернистых га-
зов, сравнительно слабое влияние температуры па их прочность,
более резкое увеличение пластичности с повышением температуры
и (в противоположность другим чугунам) не разупрочнение,
а наоборот, упрочнение в процессе длительной выдержки при по-
вышенных температурах, что, вероятно, объясняется гомогени-
зацией, а возможно, и некоторыми фазовыми превращениями.
Все это значительно компенсирует большой недостаток этих чу-
гунов — их низкие механические свойства и хрупкость при нор-
мальной температуре, что особенно проявляется при добавочном
легировании их кремнием. Так, например, при 6% AI чугун имеет
следующие механические свойства [2]:
Si в %	В кГ 'ММ1	Gu в кГ 'ММ1	/.00 В
3—3,2	12—14	20—23	4,0
4,2—4,5	10—12	16-18	4,0
5,0—5,2	7-8	16—18	4,0

Некоторое повышение свойств возможно добавкой 1,5—
2,5% Мп, 1,5—2% Сг или Ni, а также 0,2—0,4% Ti или Nb.
Еще большего можно достичь кристаллизацией графита в шаро-
видной форме в группе чугунов графитной зоны. При этом увели-

Рис. 291. Влияние алюминия
на термическую усталость
чугунов с шаровидным гра-
фитом при термоциклирова-
нии 900	20° С

чивается не только их прочность, но и
пластичность. Так, например, удлине-
ние чугуна с 5% А1 возрастает при
800° С до 8—9% против 2—3% при
пластинчатом графите. Вместе с тем
следует указать на то обстоятельство,
что алюминий при содержаниях до
6—7% увеличивает обезуглероживание
при повышенных температурах, что
ведет к укрупнению зерна и понижению
прочности, восстановлению окисной
пленки при наличии СО в газах и к по-
нижению ее защитных свойств. Этот
процесс уменьшается и даже устра-
няется при увеличении содержания
алюминия выше 7% и дополнитель-
ном легировании хромом (не меньше
0,5%).

С механическими свойствами, главным образом малой пластич-

ностью, связана сравнительно низкая термостойкость алюминие-
вых чугунов первой графитной и первой карбидной зон в отноше-
нии образования трещин (рис. 291), которая понижается с увеличе-

нием содержания алюминия даже при наличии шаровидного гра-
фита [21; сопротивление же образованию прогиба под воздей-
ствием собственного веса этих чугунов достаточно высокое:

Тип чугуна	ЖЧС-5.5	ЖЧСШ-5,5	5% Si 4- 6% Al
Прогиб в мм: при 600° С » 900° С	0,4 28	5,8  44	0,3  0,5

4$8
Наибольший интерес, однако, по своим технологическим свой-
ствам и жаростойкости представляют чугуны второй графитной
зоны как с пластинчатой, так и особенно с шаровидной формой
графита. Эти чугуны типа чугаль, впервые предложенные в СССР
(их состав был дан в табл. 38), применимы для температур до
1000—1100° С. Как велико при этом влияние формы графита,
видно из следующего сопоставления скооости окисления и роста
при 1100 С [21:

Форма графита	Рост в %	Скорость окисления в Г/мг>ч
Пластинчатый графит  Шаровидный графит (при 0,08— 0,2% Се)	0,054  0,0	0,026  0,0

Шаровидный графит повышает также прочность сплава в 3—
5 раз (см. табл. 38 и 42), причем дополнительное легирование его
хромом и никелем не оказывает в этом отношении влияния, а по-
вышение содержания кремния понижает прочность и увеличивает
твердость сплава, особенно при пониженном углероде, что является
естественным следствием высокого содержания алюминия. Это
влечет за собой понижение термостойкости и увеличение опас-
ности образования трещин. Так, например, термостойкость этих
чугунов по сравнению с другими при 900° С характеризуется сле-
дующими данными [2]:

Тип чугуна	Ч угадь с пластинча- тым графи- том	ЖЧХ-0,9	Хромэкс	ВЧ60-1	Высокопроч- ный с 1,8% А1	ЧН15Д7Х2
Число циклов нагрева до образования трещин	40	55	65	125	140 		200

Поэтому следует стремиться к правильному регулированию
состава этих чугунов, в частности не превышать излишне содержа-
ние алюминия, чтобы обеспечить достаточное содержание угле-
рода. Нужно подчеркнуть, что эти чугуны, как и чугуны преды-
дущих групп, характеризуются высокой жаропрочностью и сохра-
нением прочности при длительных выдержках в области высоких
температур.

К последней группе алюминиевых чугунов принадлежит пиро-
фераль с содержанием 28—30% А1 (табл. 38), характеризующийся
высокой окалиностойкостью (по некоторым данным до 1240° С)
в атмосфере воздуха, кислорода окислительных, восстановитель-
ных и сернистых газов, в расплавленной буре (1100—1150° С),
жидкой бронзе (1100° С) и других средах 1463]. В этом отношении
он является выдающимся сплавом. Только, к сожалению, его тех-
нологические й механические свойства низки и поэтому примене-
ние ограничено. Кроме того, следует учесть возможность его
самопроизвольного распада при нормальной температуре вслед-
ствие реакции

А14С3 Ч- 12Н2О - 4А1 (ОН)3 + ЗСН4. (111. 85)

Этот распад может быть уменьшен или полностью исключен путем
удаления водорода отжигом при 900° С с последующим медлен-
ным охлаждением (~ 100 град!ч), а также путем присадки 0,1 % Ti,
понижения в допустимых пределах содержания алюминия и по-
вышения содержания углерода.

Что касается влияния остальных элементов на жаростойкость
чугуна, то можно отметить только, что медь несколько повышает
термостойкость и окалиностойкость, но понижает ростоустой-
чивость [412]. Молибден же, наоборот, несколько повышает росто-
устойчивость простого чугуна, ио понижает окалиностойкость
вследствие уменьшения связи окалины с основным металлом [4281.
Олово в количестве 0,1 % тормозит рост чугунов при 500—650° С
вследствие стабилизации структуры, особенно в случае шаровид-
ного графита, но не влияет на рост или даже увеличивает его
после разложения перлита [301 1.

Влияние других факторов, кроме состава чугуна, на жаро-
стойкость определяется главным образом соответствующим изме-
нением формы графита, плотности чугуна и температурного поля
в отливках. Можно отметить, что все факторы, ведущие к изме-
нению графита и улучшению его формы, оказывают благоприятное
влияние на ростоустойчивость, а отчасти и на окалиностойкость
чугуна. Поэтому применение металлических форм, плавка на
древесноугольном чугуне и присадка специальных чугунов с мел-
ким графитом увеличивают сопротивление росту. Так же дей-
ствуют все мероприятия по уплотнению структуры, в том числе
дегазация чугуна.

Большое значение, особенно для таких отливок, как излож-
ницы и коки ли, имеет толщина стенок, от которой зависит гра-
диент температуры в них, а следовательно, величина напряжений
и термостойкость. Как показали исследования, в каждом отдель-
ном случае существует оптимальная толщина стенок металлических
форм (вернее, оптимальное соотношение между толщинами формы
и заливаемой в нее отливки), которая обеспечивает максимальную
стойкость. Исходя из положения, что толстостенные металличе-
ские формы характеризуются большим перепадом температур и
опасностью образования трещин, а тонкостенные — большим
490
перегревом и образованием сетки разгара. А. М. Петриченко счи-
тает, что оптимальная толщина стенок соответствует условию
равенства температуры контакта между отливкой и формой
и калориметрической температуры. Эго приводит в конечном
итоге к следующему соотношению между толщиной стенок
формы Хф и приведенной толщиной отливки R (при односто-
роннем плоском* кокиле 7? равняется абсолютной толщине от-
ливки, при двустороннем — половине этой толщины):

Хф _ 3	L \

-R- TV 0~•~ + /Ч’	(Ш.86)

где 0 — избыточная температура чугуна при заливке;

L — теплота кристаллизации;

с — теплоемкость металла отливки;

Кв — соотношение тепловой активности формы и металла
отливки.

С другой стороны, в литературе встречаются многочисленные
эмпирические рекомендации для соотношения между толщинами
металлических форм (Хф) и отливок (х), например [3241:

Хф-11|/х.	(III. 87)

Очевидно, что для обеспечения максимальной стойкости метал-
лических форм необходимо установить оптимальное соотношение
толщин стенок форм и отливок, которое зависит от многих тех-
нологических факторов.

Глава XIV

ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ И ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ
СВОЙСТВА ЧУГУНА

К наиболее важным технологическим свойствам чугунных от-
ливок следует отнести герметичность, износостойкость, обраба-
тываемость и свариваемость. Они определяют поведение чугуна
при работе отливок под давлением, при трении или при техноло-
гической обработке и поэтому зависят, как и химические свойства,
от большого количества внутренних и внешних факторов.

66.	Герметичность

Определение герметичности отливок производится обычно
односторонним продавливанием жидкости или газа под высоким
давлением. Герметичность, представляющая собой сопротивление
проникновению через стенку отливки жидкости или газа, может
оцениваться либо скоростью утечки жидкости или падением давле-
ния в испытуемой отливке, либо толщиной стенки или величиной
давления, при которых начинает обнаруживаться течь.

Основным фактором, определяющим герметичность отливок,
является наличие в них пористости и раковин. При этом главную
роль играют «транзитные», т. е. соединяющиеся между собой,
дефекты этого рода. Суждение о герметичности по плотности или
удельному весу материала не всегда правильно, так как эти чисто
физические свойства, как видно из формулы (III. 70), зависят
не только и даже не столько от пористости, сколько от химического
состава и структуры металла, тем более, что даже при прочих
равных условиях герметичность определяется не всей пористостью,
а только ее «транзитной» частью.*

«Транзитная» пористость может быть определена путем про-
питки образца жидким парафином или другой жидкостью с после-
дующим взвешиванием для определения увеличения веса, а зна-
чит и объема проникшей жидкости. Следует, однако, иметь в виду,
что транзитная пористость может увеличиваться за счет разруше-
ния перемычек между отдельными порами под влиянием давления
жидкости, вследствие чего замкнутая пористость превращается
в транзитную. Поэтому растягивающие напряжения опаснее сжи-
мающих [369 L Полагая, что между транзитной и замкнутой по-
ристостью существует какая-то связь, надо стремиться к мини-
мальной общей микро- и особенно макропористости в отливках,**
работающих под давлением.

Однако мнения расходятся по вопросу о том, какая пористость
наиболее ответственна при низкой герметичности — графитная
или усадочная и газовая. Этот вопрос может быть решен только на
основе анализа влияния разных факторов на герметичность.

Как показали в свое время А. А. Бочаров и В. А. Свидерская,
герметичность цветных сплавов понижается с увеличением интер-
вала кристаллизации. Однако чугун, вследствие процессов графи-
тизации, не следует этому правилу. Наибольшей герметичностью,
как показали исследования автора совместно с А. Г. Алексеевым,
В. М. Голодом и Н. Н. Егоровой (рис. 292),*** характеризуется
чугун с низким содержанием углерода, а следовательно, с большим
удельным весом, несмотря на большой интервал кристаллиза-
ции, что объясняется уменьшением количества графита, размель-
чением его выделений и более плотной матрицей.

* Определение общей пористости может быть произведено, например
методом гидростатического взвешивания с последующим сопоставлением получен-
ного значения плотности с расчетным по формуле (III. 70). Можно использовать
также микро- и макроструктурный анализ, импульсный ультразвуковой метод,
просвечивание и т. п.

** Минимальная пористость необходима также с точки зрения сопротивления
проницаемости у-лучей, в частности, такими должны быть отливки для биологи-
ческой защиты против радиации.

*** Герметичность в данном случае оценивалась отношением где р
в кГ/см~ — давление, при котором начиналась течь, а х — толщина пробы (здесь
принято, что герметичность растет пропорционально квадрату толщины стенки
отливки).
Тоже раньше указали А. И. Смирнов и А. А. Сотников [3691,
которые на основе законов фильтрации определяют герметич-
ность (G) как величину, обратную объему жидкости, протекшей
под давлением р кГ/см2 через столбик материала с поперечным
сечением 1 см2 и высотой, равной толщине стенки х в мм,

Go - ^5 кГ/см3 • ч/сяз0,35 ил и ЕГ *, (III. 88)

где Q в см3— количество жидкости, протекшее через сечение F
в см2 за время т в ч;

q — динамическая вязкость жидкости в спз.

При этом эксперименталь-
но было установлено, что
герметичность пропорцио-
нальна толщине отливки в
степени п ----- 2,24-3,0, и на
основе этого определена
удельная герметичность

G -	. ЕПсм3,

хп Q4°’35x3

(III. 89)
характеризующая уже только
материал и его основной по-
казатель — пористость. И,
действительно, как видно из
рис. 293, а, [369| удельная
герметичность понижается с
увеличением пористости П
чугуна, причем последняя
возрастает с содержанием
кремния в чугуне:

Рис. 292. Влияние углеродного эквива-
лента (Сэ) и легирования на герметичность
серого чугуна

Si в %
П в %

1,63	1,85	1,88	2,30	2,53	3,00

0,012	0,018	0,025	0,029	0,033	0,044

Экспериментально показано (рис. 293, б) и увеличение герме-
тичности с уменьшением толщины отливки, что также связано
с изменением пористости. Поэтому не вызывает сомнений, что гру-
бый графит часто является причиной низкой герметичности отли-
вок. Чугун с мелким графитом, как было указано, может выдер-
жать высокое давление. Нужно полагать, что ответственными за
низкую герметичность являются также микропоры, образующиеся
при охлаждении между грубым графитом и матрицей вследствие
разных коэффициентов расширения. Кроме того, грубый графит
понижает прочность чугуна и, следовательно, облегчает разруше-
ние перемычек между порами или графитными выделениями.

141 ЕГ — условная единица герметичности.
Поэтому увеличение прочности, например путем легирования
малоуглеродистого чугуна, повышает его герметичность (рис. 292);
легирование же чугуна с высоким углеродным эквивалентом может
и не сказаться на его герметичности вследствие малого изменения
прочности. Особенно полезна в отношении герметичности медь,
фосфор'же рекомендуется в количестве не выше 0,12%.

Рис. 293. Влияние кремния (а) и толщины отливки (б) на удельную герметич-
ность серого чугуна

Размеры ступенчатой пробы

Следует отметить, что, несмотря на наличие графита, герме-

тичность чугуна достаточно велика, если в отливках отсутствуют

литейные пороки. Опыты автора показали полную герметичность

втулок толщиной 2 мм при давлении воды
или керосина в пределах до 100—150 ат.
В других опытах [631 не было обнару-
жено пропуска газа (Н2) через пластинки
высококачественного чугуна толщиной
0,5—2,0 мм при давлении 150—175 а/п, и
даже чугун с крупным графитом показал
в этих условиях малую пропускаемость.
Многие чугунные отливки с мелким гра-
фитом и низким содержанием фосфора при
отсутствии волосяных трещин могут хоро-

Рис. 294. Влияние температуры и содержания
кремния на потерю водорода через стенки чугун-
ных отливок

шо противостоять давлению жидкости до 1000 ат и давлению
газов до 700 ат. Следует только иметь в виду, что при воздейст-
вии жидкостей и газов, в особенности при повышенных темпе-
ратурах, возможно их химическое взаимодействие с чугуном, на-
пример:

С b 2Н2 - СНд.

(111.90)
Так же может действовать и С0.2. В чугуне благодаря обезугле-
роживанию создаются канальцы, по которым проникает и улету-
чивается газ. Этот процесс протекает тем быстрее, чем выше
температура и чем крупнее и разветвлепнее выделения гра-
фита. Поэтому, как видно из рис. 294, потери через стенки отливок
увеличиваются с повышением температуры и содержания кремния
в чугуне (631.

Важным фактором герметичности чугуна является также его

Рис. 295. Влияние продувки газами иа герметичность чугуна (стрел-
ками обозначается разрыв образца без появления течи):

/ — продувка через графитовую трубку; 2 - то же через кварцевую трубку

Л. Р. Штейнберга (рис. 295) показали, что продувка чугуна газами,
а следовательно, и уменьшение газосодержания заметно повышают
его герметичность. Поэтому и модифицирование может быть в этом
отношении иногда полезно, несмотря на увеличение усадочных
пороков.

Таким образом, условиями получения высокой герметичности
чугунных отливок являются правильный технологический про-
цесс, обеспечивающий отсутствие макро- и микропор, и правиль-
ный подбор состава чугуна, его жидкого состояния и скорости
охлаждения, при которых получаются мелкий и разобщенный
графит и высокие механические свойства.

67.	Износостойкость

Износ, который во многих случаях определяет долговечность
деталей и самих машин,* представляет собой процесс удаления
материала в результате многократного нарушения фрикционных
связей и поэтому, как правило, носит усталостный характер,
особенно для деталей, находящихся в периодическом соприкос-
новении. Эти разрушения происходят, несмотря на сравнительно
ничтожное нормальное давление, что объясняется неравномерным

* По данным Д. П. Иванова, не менее 40% детален машин работает
иа износ.
распределением напряжений, особенно резко проявляющихся при
сухом трении.

При трении первого рода — скольжении, которое представляет
наибольший интерес, наряду с упругими деформациями проис-
ходят пластические и разрушающие деформации — смятие и срез,
а иногда и вырывание частиц (при хрупком материале). При этом
происходит также нагрев трущихся тел и в зависимости от тем-
пературы — отжиг или закалка активного слоя с соответствующим
изменением его структуры и свойств.

При трении второго рода — качении, встречающемся значи-
тельно реже (подшипники качения, зубчатые передачи), соприка-
сающиеся точки проходят серийно повторяющиеся циклы, что
вызывает контактную усталость и соответствующий износ.

Во всех случаях пластические деформации, вызывая повышен-
ную активность поверхностного слоя металла, приводят в той или
иной степени к окислению как его самого, так и продуктов износа.
Эти окислы влияют на результаты трения, в особенности сухого,
так как меняют коэффициент трения и условия износа. При этом
процессы окисления могут повышать износ, особенно при работе
в агрессивных средах, либо, наоборот, понижать его, предохраняя
пару от непосредственного контакта или способствуя образова-
нию порошкообразных продуктов, легко удаляемых из сферы
износа. Таким образом, износ является весьма сложным физи-
ческим и химическим процессом, зависящим от большого коли-
чества факторов, что весьма затрудняет его исследование ввиду
отличия лабораторных условий от реальных, служебных. Поэтому
в большинстве случаев окончательное суждение о поведении
материала производится по натурным испытаниям.

Чугун занимает важное место среди износостойких материалов,
и из него изготовляются многие отливки, работающие на износ:
шестерни, подшипники, колеса, тормозные колодки, направляю-
щие станков, суппорты, цилиндры или втулки двигателей, поршни
и поршневые кольца, валки, мельничные шары, катки и др. Как
велик может быть на этих отливках износ, видно из того, что
нормальным считается изнашивание автоцилиндра в 0,01 мм при
пробеге в 2000 км. Тормозная колодка паровоза выходит из
строя после 6—7 тыс. км. Износ направляющих токарных станков
достигает 0,2 мм в год. Во всех случаях особое внимание уделяется
повышению износостойкости наиболее дорогих и трудно сменяе-
мых частей сопрягаемых пар машины (вал, цилиндр и др.), иногда
за счет большого износа более дешевых и легче сменяемых частей
(подшипники, поршневые кольца и др.) хотя следует иметь в виду,
что большой износ одной детали очень часто вызывает повышенный
износ и контртела. Исключительно важно повышение износостой-
кости деталей прецизионных станков и приборов, так как даже
сравнительно малый износ делает их негодными и выводит из
строя.
Как указывалось, в процессах износа всегда имеет место то
или иное повышение температуры, которое может быть рассчитано
при трении скольжения по следующей формуле [3491:

_	(III. 91)

21 у ь	'

где а — коэффициент, учитывающий распределение тепла между
пространством и телом, близкий по величине к единице;

ц — коэффициент трения;

р — давление;

/ — длина тела;

v — скорость скольжения;

/ — механический эквивалент тепла;

b — коэффициент тепловой активности материала.

В процессе трения иногда происходит оплавление и задир.
Кроме того, вследствие больших скоростей нагрева и охлаждения
в активном слое могут произойти резкие изменения структуры
на ту или иную глубину, а следовательно, и изменение коэффи-
циента трения. Как показали В. П. Гречин [3251, Е. А. Марков-
ский [40], Р. А. Флин [541 и др., на чугуне, как и на стали,
в тяжелых условиях износа, в частности при задирах, образуется
особая белая полоска, имеющая мартенситную структуру, вклю-
чения карбидов и высокую твердость. Это явление наблюдается
также при смазке (на поршневых кольцах), поэтому даже в этих
условиях происходит нагрев до температуры, превышающей тем-
пературу фазового превращения и доходящей иногда даже до
эвтектической.

Для устранения этого явления, а следовательно, и заедания
следует идти по пути уменьшения давления, скорости движения
и коэффициента трения, увеличения теплопроводности и зазоров,
улучшения смазки и удаления продуктов износа. В связи с этим,
применяя чугунные подшипники вместо бронзовых, нужно уве-
личивать зазоры на 10—15% и обеспечивать высокое качество
обработки и определенную чистоту трущихся поверхностей, не
переходя, однако, в этом отношении известных пределов, так как
для лучшей приработки необходима определенная микрошерохо-
ватость, например 0,25—1,25 мк [3251.

Из всего сказанного ясно, какую большую роль в износных
процессах играет коэффициент трения, который в зависимости от
условий может меняться на целый порядок или больше. Большое
влияние в этом отношении оказывает прежде всего смазка, при
которой коэффициент трения составляет 0,001—0,10 против 0,12—
0,8 в случае отсутствия смазки, причем величина этого коэффи-
циента зависит от характера трения, строения и свойств пары,
от давления и скорости движения. Так, например, для тормозных
железнодорожных колодок, которые, как и другие фрикционы,

32 H. Г. Гиршович 707	497
должны характеризоваться большим коэффициентом трения, влия*
ние давления (р) и скорости движения (0 выражается, по данным
НИИЖТ, следующим’ образом:

м . 16р , 100 J j 100	/IIT

: 100 * 5уТТ6о *	(Ш. 92)

Из этого выражения следует, что значение р понижается с уве-
личением давления и скорости движения. То же имеет место и в дру-
гих случаях сухого трения, в особенности при малых скоростях
движения, причем максимальное значение р соответствует опре-
деленным значениям р и v, сверх чего наступает задир и коэффи-
циент трения резко увеличивается. При жидкостном трении влия-
ние давления и скорости давижения выражено в меньшей степени
и в зависимости от развиваемой температуры, вязкости масла
и образованной окисной пленки может вовсе не проявиться или
даже измениться в противоположную сторону.

Несмотря на всю сложность рассматриваемого явления, воз-
можно все виды износа представить следующей простой клас-
сификацией: абразивный износ, износ при су-
хом трении, износ при трении со смаз-
кой и эрозионно-кавитационный износ. Во
всех случаях износ, как и коррозия, определяется скоростью
потери металла и измеряется обычно в Пм*-ч или мм!год, а при
размалывании минералов, руд или углей — в к/7/n. При приме-
нении метода изотопов детали облучаются тем или иным способом
и изнашивание определяется по увеличению интенсивности радио-
активного излучения продуктов износа, попадающих в смазку.
В этом случае скорость процесса изображается тангенсом угла
наклона линии изменения активности масла или количеством
импульсов в единицу времени.

Абразивный износ представляет собой процесс
царапанья и резания. По своему характеру он может быть дробя-
щим (режущим), мелющим и эрозионным и соответственно про-
исходить в условиях: а) ударного истирания при различных
скоростях движения; б) деформирования, размалывания и исти-
рания при высоком давлении зернистым абразивным материалом,
расположенным между трущимися деталями; в) разъедания и
истирания при сравнительно низких давлениях взвешенными
в жидкости или в газе абразивными частицами. При этом износ
может быть мокрым или сухим и сочетаться в той или иной степени
с коррозией. Очевидно, что выбор состава металла зависит от
характера и условий износа и свойств абразивного материала.
Так, например, в случае ударного истирания преимущества
имеет обычно сталь, в частности марганцевая, в остальных слу-
чаях — чугун с той или иной твердостью и прочностью.

Абразивный износ играет большую роль в современной добы-
вающей промышленности, при транспортировке и обогащении
498
угля, руд, минералов, а также в производстве цемента, огнеупо-
ров и других подобных видов продукции. Износостойкость соот-
ветствующих деталей оборудования имеет большое экономическое
и техническое значение и обусловливает долговечность и надеж-
ность машин. Таковы различные отливки для центробежных пе-
сковых насосов и флотационных машин, мелющие шары, ролики,
цильпебсы, футеровочные плиты для различных размалывающих
мельниц, сопла для дробе- и пескодробеструйных аппаратов, де-
тали для гусеничных цепей, тракторов и танков, лемехи для
сельскохозяйственных машин, чаши и катки бегунов и т. л.

Согласно М. М. Хрущову и М. А. Бабичеву объемный абра-
зивный износ W прямо пропорционален давлению р и обратно
пропорционален твердости гомогенного металла HV

г-, с^,	(III. 93)

где с — коэффициент пропорциональности.

Этот вывод в большинстве случаев распространяется и на
гетерогенные сплавы, в том числе на чугун, причем В. П. Гречин
1325] считает, что для всех видов износа при малых удельных
давлениях наиболее правильным (хотя и приближенным) крите-
рием износостойкости является твердость по методу царапанья
(разрушение от среза), а при больших давлениях — твердость
по методу вдавливания (разрушение от смятия).

В условиях абразивного износа используются как графитизи-
рованные, так и белые чугуны. Первые имеют применение в усло-
виях ударных нагрузок, когда вопросы вязкости и прочности пре-
валируют. Особенно целесообразно при этом применение чугуна
с шаровидным графитом и бейнитной матрицей. Так, например,
Н. А. Воронова и др. [49] с успехом применили этот чугун для
цильнебсов. Точно так же и в случае лемехов плуга стойкость
чугуна с шаровидным графитом в 4—5 раз превысила стойкость
отбеленного чугуна 1344]. Такая же эффективность применения
чугуна с шаровидным графитом после изотермической обработки
(260—350°) подтверждена и другими работами [365]. Таким обра-
зом, твердость в указанных условиях перестает иногда быть опре-
деляющим фактором сопротивления износу. В частности, как это
видно из рис. 296, потери при эрозии в общем закономерно сни-
жаются при повышении твердости в чугунах разного типа, но
аустенитные структуры могут иметь преимущество перед перлит-
ными, несмотря на их меньшую твердость.

В других же условиях при отсутствии больших ударных
нагрузок наилучшим износостойким материалом является белый
чугун, состав которого устанавливается в зависимости от величины
действующих напряжений, развиваемой температуры, характера
32*	499
абразива. Однако при сравнительно больших нагрузках при-
ходится иногда и в этом случае снижать содержание углерода
и фосфора в белом чугуне, несмотря на то, что твердость металла
при этом уменьшается. Кроме того, следует учитывать и разви-
ваемую при трении температуру, с увеличением которой необ-
ходимо легирование чугуна с целью повышения его жаропроч-
ности, жаростойкости и стабильности карбидов. Наилучшим
критерием износостойкости в этих условиях, вероятно, является

Феррита - Аус тенитный
перлитный чугун
чугун

Рис. 296. Влияние структуры и твер-
дости чугуна с пластинчатым графи-
том на износные потери при эрозии

горячая твердость, но она,
к сожалению, редко опреде-
ляется.

Варьируя состав белых чу-
гунов, можно значительно из-
менять их свойства, а следо-
вательно, и срок службы от-
ливок в разных условиях. Как
уже указывалось, увеличение
содержания углерода в них при-
водит к повышению твердости:
у перлитных чугунов опа может
увеличиться при изменении со-
держания углерода с 2,5 до
3,75% с Я/?С35 до 57, а у
мартенситных — с HRC 40 до
65. Однако прочность и плас-
тичность чугунов в этом слу-
чае понижаются (табл. 22).
Точно так же возможно изме-
нение свойств этих чугунов
путем легирования их хромом,
никелем, молибденом или час-
тичной их графитизацией, но
в последнем случае понижает-

ся их твердость.

В особо жестких условиях наилучшей абразивостой костью,
в том числе и против эрозионного износа, отличаются белые
мартенситные чугуны типа нихард (табл. 22) или высокохро-
мовые чугуны с содержанием 12—17% Сг, характеризующиеся
карбидами типа Сг7С3. Эти чугуны превосходят по стойкости
не только графитизированный чугун, в том числе и с шаро-
видным графитом, но и любые сорта стали; их преимущества
еще и в том, что они изнашиваются более равномерно. При

этом в них можно повышать содержание углерода, а следова-
тельно, и твердость, с которой абразивостойкость находится
в прямой зависимости, хотя параллельно с этим большое зна-
чение имеет также дисперсность структуры, в частности — кар-
бидов.
Высокая твердость в этих сплавах получается как за счет
образования специальных карбидов *, так и за счет получения
более дисперсных продуктов распада аустенита. Однако следует
иметь в виду, что с увеличением содержания хрома сверх 15?<>
твердость, несмотря на наличие специальных карбидов, пони-
жается вследствие образования феррита. Предотвращение такой
кристаллизации возможно путем ускорения охлаждения, терми-
ческой обработки (нормализация с 950—1150° С в зависимости от
химического состава металла и толщины отливки) или дополни-
тельного легирования, например молибденом (1,2—4,0%), что
обеспечивает получение бейнитной или мартенситной матрицы
с небольшим количеством остаточного аустенита [394; 4481.
При легировании же никелем и марганцем твердость понижается
из-за интенсивного образования аустенита. При этом возможно
повышение поверхностной твердости при ударных нагрузках и
наклепе, что образует твердый рабочий слой и вязкую сердцевину,
но иногда может быть опасным вследствие объемных изменений
и образования сжимающих напряжений в наружном слое. В этом
случае пользуются обработкой холодом или отжигом (300—600° С)
для превращения аустенита.

В качестве оптимального состава высокохромового сплава
для отливок, предназначенных для работы в условиях гидро-
абразивного износа, ВНИИПТуглемаш рекомендует: 2,6—3,0% С,
0,4—1,0% Si, 0,5—1,0% Мп, 11,5—13,0% Сг и 1,2—1,6% Мо
с отжигом и нормализацией при 930° С и с отпуском при 200—
230° С в течение 2 ч. Однако для сравнительно тонкостенных
отливок, как показали совместные исследования ЛПИ и Меха-
нобра, вполне возможно обойтись без молибдена с небольшим
легированием никелем и хромом. При этом применение повышен-
ного содержания углерода в этих сплавах (3,8—3,9%) и моди-
фицирование его для измельчения структуры значительно
повышают его износостойкость. С этой же целью целесообразно
некоторое легирование чугуна ванадием (0,1—0,5%). При этом
вязкость высокохромового чугуна может быть повышена термо-
обработкой, а также быстрым охлаждением, в частности путем
применения кокилей. Большим преимуществом этих чугунов
является также удовлетворительная обрабатываемость, которая,
как и высокая абразивостойкость, является в значительной мере
следствием расположения карбидов в виде отдельных вкраплений
в мартенсите, а не в виде непрерывной фазы.

* Микротвердость хромовых карбидов цементитного типа (Fe, Сг)3С с содер-
жанием до 10% Сг составляет 800 — 1000 Специальные карбиды (СГ7С3) обра-
зуются обычно в чугунах при содержании в них хрома свыше 10% и имеют твер-
дость 1300—1800 /Z|t. что значительно превышает твердость кварца. Карбиды
типа Cr23CG образуются в чугунах редко; для этого необходимо либо низкое
содержание углерода (например, меньше 2% при 30% Сг), либо очень высокое
содержание хрома (свыше 30%). Однако по твердости эти карбиды уступают
карбидам типа Сг7С3.
Ю. Г. Бобро (21 приводит ряд примеров целесообразного
использования также алюминиевых чугунов в условиях абразив-
ного износа. Как видно из рис. 297, величина гидроабразивного
износа высокопрочного чугуна уменьшается с увеличением твер-
дости и содержания алюминия свыше 2%, что объясняется не только
легированием феррита, ио и образованием двойных карбидов
типа Fe3AlC„.

Еще большего можно достичь при комплексном легировании
графитизированных и белых чугунов алюминием, марганцем
и другими элементами *. Примером может служить состав 3,14% С;

Л июни ний,%

Рис. 297. Влияние алюминия на гидроабразивный
износ высокопрочных чугунов: а — в сыром состоя-
нии; б — после отжига и нормализации

1,42% Si; 4,6% Мп; 2,2% А1; 1,85% Сг и 0,52% V, хорошо заре-
комендовавший себя по сравнению с другими:

Относительный
износ

100

90

84

75

66

42

25

Материал

Среднеуглеродистая сталь..................

Серый чугун ..............................

Высокопрочный чугун.......................

Мартенситный серый чугун .................

Белый чугун...............................

Мартенситный белый чугун .................

Комплексный легированный Al-чугун.........

Высокую стойкость показал также чугун состава: 2,5—3,0% С;
0,8—1,2% Si; 2—3% Мп; 3—5% Сг; 2—4% А1. Матрица этих
чугунов может быть получена весьма разнообразной путем при-
менения термической обработки или варьирования содержания

* Комплексное легирование алюминиевых чугунов применяется также для
деталей, подвергаемых азотированию (С = 2,44-2,8%; Si = 1,54-2,8%; Мп--
= 0,54-0,6%; А! = 0,6-т-1,5%; Сг - 0,44-1,8%; Мо = 04-0,7%). При этом
достигается глубина слоя до 0,5 мм с твердостью до НВ 1000. Однако такие
чугуны неприменимы в тех случаях, когда на деталях допускается большой
износ, как это имеет место при абразивном износе. По той же причине нельзя
применять отбеленный чугун с небольшим отбелом.
Рис. 298. Структуры чугу-
нов при разном содержа-
нии алюминия и марган-
ца: А —аустенит; Б —
бейнит; П — перлит, К —
карбиды

легирующих элементов, например марганца (рис. 298). Наконец,
следует указать иа очень высокую абразивостойкость алюминие-
вых чугунов второй карбидной зоны типа пирофераль [463], что,
к сожалению, еще не используется практикой.

Износ при сухом трении является частым слу-
чаем как в условиях скольжения, так и при качении. Так работают
прокатные валки, соединительные тарелки, тормозные колодки
и барабаны и некоторые зубчатые колеса, не говоря уже о том,
что сухое трение может наступить также в условиях граничной
смазки.

Износостойкость при сухом трении,
так же как при абразивном износе, нахо-
дится, как правило, в прямой зависимо-
сти от твердости, хотя, как показал
Е. А. Марковский 130], в некоторых слу-
чаях, например при плоском скольжении
и в сравнительно мягких условиях из-
носа (р = 4 кПсм2), зависимость эта имеет
обратный характер и мартенситная струк-
тура оказывается наименее стойкой, что
объясняется, вероятно, худшей прираба-
тываемостью более твердых чугунов. В
обычных же условиях и после процесса
приработки твердость, как правило, яв-
ляется положительным фактором. Однако
вследствие больших напряжений, дейст-
вующих обычно при сухом трении, в
этом случае применяются уже не белые,
а графитизированные или отбеленные чу-

гуны. При этом высокие температуры, развиваемые при сухом
трении, требуют повышения специальных свойств чугуна и по
возможности — хорошей теплопроводности, термостойкости, от-
сутствия фазовых превращений в области рабочих температур
и низкого модуля упругости для уменьшения развиваемых напря-
жений. При тормозных устройствах необходимо, кроме того,
одновременное обеспечение в отливках высоких значений износо-
стойкости и коэффициента трения, что в известной степени яроти-
воречиво. Во всех этих случаях сухого износа наилучшим металлом
является чугун, характеризующийся более равномерным износом,
чем сталь, хотя при сухом трении это проявляется в меньшей
степени, чем при смазке или абразивном износе.

Очень важным и определяющим фактором износа при сухом
трении, особенно для мягких материалов, является давление.
Как показали Б. Н. Середенко и А. О. Матвеева [365], износ
в этом случае изменяется по степенной зависимости

W - pn,	(III. 94)
где п = 1,1-5-1,12 для серого чугуна, п = 1,15-е-1,18 для высоко-
прочного чугуна и п - 1,15-т-1,20 для стали.

При критическом давлении, зависящем от скорости движения
и материала, происходит задир, как это видно из рис. 299 [401.
Это критическое давление для чугуна меньше, чем для стали [3651:

Материал	Сталь 40Х	Сталь 45	СЧ32-52	СЧ35-56	ВЧ
НВ	293	187	219	219	241
рКр в кГ/сж2	15	16	25	30	j 35

Для высокопрочного чугуна в условиях сухого трения нор-
мальная работа без заедания и схватывания обеспечивается при
значениях pv до 45 кГ1смй-м/сек, хотя следует иметь в виду,
что сам по себе износ при допустимом давлении уменьшается
с увеличением скорости скольжения 13251.

Рис. 299. Величина износа и начало образования задира на вы-
сокопрочном перлитном чугуне в зависимости от давления и скорости
движения: а — при сухом трении; б — прн трении со смазкой

Л Б — начало схватывания поверхности

Большое влияние оказывают, конечно, состав и структура
чугуна. Как показали исследования К. П. Бунина [5] и
А. Е. Кривошеева [161, износ отбеленного чугуна в условиях
сухого трения по стали уменьшается с увеличением количества
и дисперсности ледебурита, а грубый конгломерат с монолитными
карбидами, образующийся при медленном охлаждении и высоком
содержании серы и фосфора в белом чугуне, увеличивает
504
износ примерно с 1,2 до 2 мГ!см*-ч. Износ увеличивается также
при образовании крупного анормального перлита [16]:

Структура матрицы	Износ в мГ/ем*-ч	
	Белый чугун	Серый чугун
Крупнопластинчатый перлит	38	920
Сорбит	20	690
Троостит	12	470
Мартенсит и бейнит	3	90

Точно так же установлено, что при увеличении количества
графита, а следовательно, и серой составляющей в рабочем слое
отбеленных валков износостойкость их резко снижается:

Количество серой составляющей в % ... .	1	5	6

Износ в мГ/слР-ч ....................... 21	38	89

Так же действует поэтому повышение содержания углерода
в валках из серого чугуна:

С в %................................... 2.7	3,1	3.4

Износ в мГ/смР-ч ....................... 900 930 1080

В отбеленном чугуне, напротив, увеличение содержания угле-
рода (до эвтектической концентрации) является важнейшим поло-
жительным фактором износостойкости [16], что объясняется по-
вышением твердости чугуна (рис. 300) и некоторым увеличением
дисперсности эвтектики. Однако при этом понижается термостой-
кость, поэтому содержание углерода в металле приходится по-
нижать, и в тем большей степени, чем жестче условия эксплуата-
ции. В этом отношении значение имеет также форма графита
в центральных частях отливки. Как видно из рис. 300, шаровид-
ный графит обеспечивает большую термостойкость, чем пластин-
чатый. При модифицировании чугуна магнием, как известно,
твердость его повышается, поэтому увеличение содержания угле-
рода с целью получения более правильной формы графита в этом
случае является полезным для повышения не только термостой-
кости, но и износостойкости.

В отношении влияния других элементов мнения исследовате-
лей не всегда однозначны, как это видно, например, из рис. 301
[5; 49]. Все же кажется наиболее вероятным считать, что крем-
ний понижает, а фосфор повышает износостойкость; это находится
в соответствии с их влиянием на твердость белого чугуна. Из
рис. 301, а также видно, что благоприятное влияние марганца,
никеля и молибдена проявляется в сравнительно небольших
пределах. Однако целесообразность того или иного элемента
Рис. 300. Влияние углерода
на износ и термостойкость
белого чугуна в условиях су-
хого трения

Обозначения: 1 —валки с 3,1 —
3,3% С в условиях удовлетво-
рительной эксплуатации; 2 —
валки с 2,9—3.1% С в тяжелых
условиях эксплуатации; 3— ва-
лки с 3.1—3,4% С, модифици-
рованные магнием

Рис. 301. Влияние легирующих элементов на износ (сплошные ли-
нии) и термостойкость (штриховая линия) отбеленного чугуна в
условиях сухого трения: а — по Г. Ф. Салтану и А. С. Филип-
пову [49J, б — по К. П. Бунину [5]
в условиях сухого трения и повышенной температуры скм\< i
оценивать еще с точки зрения термостойкости и образования ipr
щин в отбеленном слое. В этом отношении влияние фосфора,
например, явно отрицательно (рис. 301, б), поэтому, несмотря
на его положительную роль в отношении некоторых литейных
свойств (жидкотекучести, образования горячих трещин), содер-
жание его в валках, особенно при шаровидном графите, стре-
мятся в последнее время максимально снизить, как это видно
из данных П. П. Дорощенко [491 для случая горячей прокатки
толстого и среднего листа:

с В %	Si н % | Мп в %	Р в %	S в %	HSh	в кГ/мм*	ак  в кГ-м. см1
3,0-3,3  3.0 -3,5  1	1,5—2,0 ' До 0.7 1,5 2.0 1 0,4-0.7 	1	1	Л<> 0,3  > 0.1  1	До 0,02  » 0,02	58—60  58—60	20—30  30—42	0,8—1,0  2—3

Валками из низкофосфористого чугуна стало возможно заменить
стальные, и притом повысить их стойкость в 3—4 раза.

В менее жестких условиях успешно применяются графити-
зированные чугуны с перлитной, бейнитной или мартенситной
матрицей, причем последние получаются как путем легирования,
так и путем термообработки. В некоторых случаях, например
для валков, при этом допустима и перлито-цементитная структура,
обеспечивающая наиболее высокую износостойкость.

Для направляющих втулок клапана автомобильных двигателей
наилучшей матрицей оказались игольчатые продукты распада
аустенита при 20—30% остаточного аустенита со средним по
размерам графитом [344]. Наилучшие результаты лабораторных
исследований на машине Савина показали поэтому образцы после
изотермической закалки:

Структура	Перлит и пластин- чатый графит	Феррит и эвтекти- ческий графит	Феррит и пластин- чатый графит	Перлит, фер- рит и эвтек- тический графит	Бейнит, ау- стенит и эв- тектический графит
НВ	168—209	156—190	137—152	246—278	302—393
Относительным | износ	1	I 3,1	2,35	0,9	0,19—0,33

То же подтверждается для высокопрочного чугуна. Так, напри-
мер, исследования Р. Л. Снежного и других [49] на машине МИ по-
казали, что даже при одной и той же твердости (НВ 321—341) износ
высокопрочного чугуна при изотермической обработке меньше,
507
чем при нормализации. Поэтому высокопрочный чугун, обрабо-
танный изотермической закалкой при 250—350° С, хорошо за-
рекомендовал себя для массивных опорных роликов трактора
С-100.

В графитизированных и белых чугунах, как видно из табл. 43
13891, значительную пользу может принести повышение содержа-
ния фосфора как при трении скольжения, так и при трении ка-
чения.

Таблица 43
Влияние фосфора иа износ чугуна

Р в %	НВ	Износ при сухом трении в Г		Износ при смазке в Г	
		торцовое трение	трение ка- чения со скольжением	торцовое трение	трение ка- чения со скольжением
1,02—  1,94  0,12	192—260  207	0,09-1,65 |	15,8	10,21-16,26  18,15	0,0006-0,0017  0,022	0,036—0,059  0,069

Однако когда одновременно с износостойкостью нужна и термо-
стойкость, например в тормозных барабанах, в которых возможно
образование трещин, содержание фосфора должно быть низким
(не более 0,25%). Если опасности образования трещин нет, то
фосфор повышают иногда до 1,6% для увеличения коэффициента
трения (в железнодорожных тормозных колодках во Франции).

Из легирующих элементов в графитизированных чугунах
чаще всего применяются хром, никель, молибден, медь. По дан-
ным Ю. Г. Бобро [2], полезным в этом отношении оказывается
также алюминий (—6,8%), причем такой чугун удовлетворительно
обрабатывается, несмотря на его высокую твердость (НВ 250).

Некоторые исследования [351 ] показали возможность приме-
нения в условиях сухого трения также аустенитных марганцевых
чугунов, например для малых конических шестерен бегунов,
срок службы которых при этом повысился в 2—3 раза. Сопостав-
ление свойств этих и обычных чугунов при испытании на машине
МИ представлено в табл. 44. В отношении стойкости против аб-
разивного износа лучше всего показал себя чугун с 5,5% Мп,
4% Si и 0,04% Се с аустенито-мартенситной матрицей и с ша-
ровидным графитом.

Повышенная стойкость аустенитного (марганцевого) чугуна,
как и соответствующей стали, очевидно, объясняется образова-
нием наклепа и вторичной твердости. Из табл. 44 также видно
благоприятное влияние шаровидного графита. Это положение
справедливо и для других случаев сухого трения, так как прак-
508
Сравнительные механические и износные свойства
аустенитных марганцевых и обычных перлитных чугунов

Мп  В %	Си  В %	Форма графита	НВ	в кГ /мм*	/зоо в мм	Относительный пары	
						чугунной обоймы	стального закален- ного ролика
10,26	—	Шаровидная	302	47,8	2,3	1	1
7,50	0,42	Пластинчатая	223	41,7	5.0	6	1,5
12,09	1,27	»	212	26,0	2.9	13,7	2.5
0,58	0,25	Шаровидная	241	51,8	2.8	65	4,4
0,67	—		212	79,0	3,6	180	4,8
0,63	—	Пластинчатая	166	24,8	3,5	496	3,7

тически всегда наилучшей формой графита является шаровидная.
За ней следует равномерно распределенный пластинчатый графит
средней величины, худшие показатели получаются при тонких

длинных выделениях, и, наконец,
самая низкая износостойкость
имеет место при точечном и меж-
дендритном графите. Однако сле-
дует иметь в виду, что износ кон-
тртела при пластинчатом графите
обычно меньше, чем при шаровид-
ном. Кроме того, вследствие мень-
шей теплопроводности высоко-
прочный перлитный чугун может
оказаться менее благоприятным
в условиях высокого и резкого
нагрева, например в тормозных
устройствах, хотя некоторые иссле-
дователи [332] и в этом случае
предпочитают шаровидный графит,
несмотря на то, что коэффициент
трения при этом несколько умень-
шается [386]. В этом случае,
как видно из рис. 302 [332],
оптимальной структурой матрицы,

Рис.

твердостью серого чугуна, износом
тормозных колодок и тормозным
расстоянием при литье в металли-
ческие (штриховые линии) и песча-
ные (сплошные линии) формы

Твердость НВ

302. Зависимость между

обеспечивающей одновременно низкий износ и достаточно боль-
шой коэффициент трения, а значит, и короткое тормозное рас-
стояние, является перлитная с твердостью НВ 190—240. Повы-
шение твердости сверх указанного предела приводит к дальней-
шему уменьшению износа, но вместе с тем и к увеличению тормоз*
ного расстояния вследствие уменьшения коэффициента трения.

В особых случаях очень больших тормозных напряжений и
резкого изменения температуры с успехом применяются высоко-
прочные ферритные чугуны, характеризующиеся высокими ме-
ханическими свойствами (прочностью и пластичностью) я боль-
шой термостойкостью вследствие повышенной теплопроводности
матрицы.

Некоторые примеры химического состава чугунов, применяе-
мых для отливок, работающих в условиях сухого трения, пред-
ставлены в табл. 45.

Износ при трении со смазкой является наи-
более распространенным и важным, но в то же время и самым
сложным случаем процесса изнашивания. Так работают подшип-
ники, цилиндры, поршневая группа моторов, валы, детали стан-
ков, шестерни и др. Условия износа во всех этих случаях весьма
разнообразны. Так, например, детали могут работать при больших
поверхностях контакта и малых удельных давлениях (втулки,
поршневые кольца) или, наоборот, при малых поверхностях кон-
такта и больших давлениях (кулачковые валы, шестерни); кон-
такт при движении может быть непрерывным или периодическим;
движение может быть возвратно-поступательное или непрерывное;
одно из тел трущейся пары обычно является подвижным, другое
находится в покое. Все это еще усложняется свойствами и обеспе-
ченностью поступления смазки, которая, разделяя трущиеся
поверхности, воспринимает давление, понижает коэффициент
трения, резко уменьшает износ и, казалось бы, сводит на нет роль
самого металла. Вместе с тем, в зависимости от условий всегда
возможны в той или иной степени непосредственные металличе-
ские контакты, особенно в процессе приработки, и поэтому выбор
состава и структуры металла в данном случае так же важен, как
и подбор смазки и обеспечение се бесперебойного поступления.
Однако нужно признать, что эта проблема выбора металла ввиду
ее большой сложности до сих пор в полной мере не разре-
шена.

К металлу, работающему в указанных условиях, предъяв-
ляется много разнообразных требований: хорошая и быстрая
прирабатываемость, низкий коэффициент трения и малый износ
как самой детали, так и контртела, способность хорошо удержи-
вать непрерывную масляную пленку и противостоять задирам
и схватыванию, образовывать легко удаляемые продукты износа,
сохранять высокие свойства при рабочих температурах и т. п.
Все указанные свойства можно объединить под названием анти-
фрикционных, определяющих поведение металла в условиях
трения со смазкой, хотя иногда этому термину приписывают
ограниченную роль, например только прирабатываемость или
низкий коэффициент трения.
Таблица 45

Химический состав некоторых чугунов, применяемых для отливок, работающих в условиях сухого трения

Наименование отливок	Содержание элементов в %								Примечание
	С	Si	Мп	р	S (не более)	Сг	Ni	Мо	
Валки прокатные: с пластинчатым графитом  с шаровидным гра- фитом	2,7-3.6  3,2—3,6	0,4—1,5  0,8-2,2	0,2—1,0  0,5-1,0	0,2-0,5  0,1—0.3	0,14  0,02	До 1,0  » 0,8	До 4.5  > 1,6	До 0,4	HSh 30-85  НВ 220-400
Барабаны тормоз- ные	2,8—3,2  3,2-3,5	1,2—2,2  1,7—2,1	0,3—0.7  0,5—0,7	0,2—0,8  До 0.15	0,2  0,12	До 0,4  0,3-0,5	До 0,4	—	НВ 200—230
Колодки тормозные	3,0—3,4  2,9—3,5	1.0—1,5  1,7—2,3	ю со — о? 1 1  о	0.2—0,4  0,3—0,6	0,2  0,15	До 0,3	До 0,6 «	—	ГОСТ 6921—54  i
Штампы	2,7—3,3  2,6—3,5	0,5—1,5  1,2—2,25	1  До 0,6 1 0,6—0,9	1  До 0,1  1 » 0,75	0,1  0,12	0,5—1,0  0,3-0,5	2—4	0,3—0.5	1 1
Всем этим требованиям наилучшим образом удовлетворяет
гетерогенная структура, в которой одна из фаз характеризуется
резко отличной высокой твердостью и в процессе работы выдви-
гается над общей поверхностью, воспринимая давление, а другая,
более мягкая и более изнашиваемая фаза, создает резервуары
для стока продуктов износа и условия для удержания масляной
пленки. Кроме того, структура должна быть сравнительно хруп-
кой для того, чтобы образовать хорошо удаляемые продукты износа,
избежать намазывания и иметь более низкий коэффициент трения;
некоторая пластичность допускается только для обеспечения при-
работки, если нельзя применить для той же цели пластичные
и пористые покрытия с большим коэффициентом трения (лужение,
сульфидирование и т. п.). Такими свойствами обладает структура
чугуна, в которой роль твердой фазы играют карбиды или фосфид-
ная эвтектика, а роль более мягких фаз — феррит и особенно
графит, положительное значение которого еще увеличивается
вследствие того, что он служит твердой смазкой. Поэтому чугун
(графитизированный) считается прекрасным антифрикционным
материалом, который для некоторых деталей, например поршневых
колец, практически не имеет даже достойных конкурентов.

Главными факторами, определяющими возможность примене-
ния чугуна как антифрикционного материала, являются давле-
ние и скорость движения, причем величина критического давле-
ния в этом случае может быть значительно повышена по сравне-

Химический состав и условия применения антифрикционного

Марка чугуна						Содержание элемен		
	с	Si	Мп	р	S (не более)	1  Сг*	Ni*	
АСЧ-1	3,2—3,6	1,6—2,4	0,6—0,9	0,15—0,20	0,12	0,2-0,35	0,2—0,4	
АСЧ-2	3,2—3,8	1,4—2,2	0,4—0,7	0,15—0,40	0,12	0,2—0,40	0,2—0,4	
АСЧ-3	3,2—3,8	1,7—2,6	0,4—0,7	0,15—0,40	0,12	До 0,3	До 0,3	
ЛВЧ-1	2,8—3,5	1,8-2,5	0,5—1,2	До 0,20	0.03	—	—	
ЛВЧ-2	2,8-3.5	2,2—2,7	0,5-0,8	» 0,20	0,03	—	—	
АКЧ-1	2,6—3,0	0,8-1,3	0,3—0,6	» 0,15	0,12	До 0,06	—	
АКЧ-2	2,6—3,0	0.8—1.3	0.3—0.6	» 0,15	0,12	» 0,06	—	

Примечания: I. Звездочка (•) означает, что содержание этих элементов
2. Количество перлита в структуре должно быть не менее: для АСЧ-1, АСЧ-2.
АКЧ-2 — 35-г80%.
нию с условиями работы деталей при сухом трении (рис. 300).
Условия применения разных марок антифрикционного подшипни-
кового чугуна, предусмотренные ГОСТом 1585—57, приведены
в табл. 46.

Согласно этим данным максимальное значение pv для высоко-
прочного чугуна не должно превышать 120 кПсм2*м1сек, [31],
хотя Е. А. Марковский [40] допускает pv до 200 KFIcMr-MlceK.
Приведенные в табл. 45 чугуны являются преимущественно пер-
литными. Вместе с тем, как уже давно показал Ф. Н. Тавадзе
[375], а затем и другие [394], в ряде случаев ненапряженных
режимов, более грубой обработки вкладыша, применения неза-
каленного вала, граничной смазки хорошо оправдывает себя для
чугунных вкладышей ферритная структура с повышенным содер-
жанием фосфора (0,5—1,0%) и с низкой твердостью (НВ 130—150),
получаемой в результате отжига или увеличенного содержания
кремния. Такой чугун лучше прирабатывается и допускает мень-
шую чистоту обработанной поверхности. При этом, как и при
применении перлитного низкофосфористого чугуна, всегда следует
обеспечить более высокую твердость (на НВ 20—50) и большую
чистоту поверхности шейки вала, чем у чугунного вкладыша.

Большая разница в твердости деталей совместно работающей
пары со смазкой стала в последнее время общим требованием.
В. П. Гречин [325] считает, например, необходимым доводить
эту разницу во всех случаях до НВ 50—100, причем более твердой

Таблица 46

(подшипникового) чугуна разных марок (по ГОСТу 1585—57)

	ТОВ в %				о		
	Ti*	Си*	Mg* (не менее)	Состояние вала	Давление в кГ/см2	Скорость в м/сек	1 я ad ।
	До 0.1  > 0,1	До 0,7 0.3 -0,5 0,3-0,5 До 0,7	! 0,03  0.03	Термически обрабо- танный  Сырой  Термически обрабо- танный  Сырой  Термически обрабо- танный  Сырой	0,5-90  1-60  1—60  5—120  5—120  5—120  5—120	2—0,2  3-0,75  3—0,75  5—1	1—18  3—45  3—45  25—120

обязательно.

АВЧ-1 — 85%: для ЛСЧ-3 - 60%; для АВЧ-2 — 50%; для АКЧ-1 — 804-100%; для
в условиях возвратно-поступательного движения должна быть
деталь, характеризующаяся непрерывным конта ктом. Автор
объясняет это тем, что мягкое тело не может срезать при прира-
ботке выступы контактов, а вызывает пластическое деформирова-
ние, закрывая микропоры и замыкая смазку в глубине деформи-
рованного слоя. Поэтому при закаленных гильзах следует при-
менять еще более твердые хромированные кольца, в противном
случае закалка гильз не будет полезной. Значение же абсолют-
ного уровня твердости трущейся пары при обеспеченной смазке
не слишком велико и некоторыми исследователями даже отри-

Рис. 303. Влияние структуры высо-
копрочного чугуна на износ при тре-
нии со смазкой при разных давлениях
и скоростях скольжения: а — перлит-
ная структура; б—ферритная струк-
тура

Скорость скольжения: / — 2,4 м/сек;
2 - 6,4 м/сек; 3 — 12,3 м/сек

Рис. 304. Влияние формы перлита
на износостойкость высокопроч-
ного чугуна в условиях скольже-
ния со смазкой:

/ — троосто-сорбит; 2 — зернистый
перлит; 3 — пластинчатый перлит

цается, что нельзя признать правильным, как и ориентацию на
твердость вне зависимости от структуры, роль которой является
в данном случае определяющей.

В этом отношении следует указать, что наименее износостой-
кой структурной составляющей является феррит, хотя стойкость
его может быть повышена некоторыми легирующими упрочняю-
щими элементами (Ni, Си, Сг). Наличие феррита оказывается
полезным только при сравнительно мягком контртеле, при малых
давлениях и скоростях, в особенности при трении качения и не-
прерывном одностороннем вращении, а также при возможных
перекосах трущейся пары и в процессе приработки. В большин-
стве же случаев перлит имеет значительные преимущества, в осо-
бенности при трении скольжения и возвратно-поступательном
движении. Так, например, при испытании серого чугуна была
найдена следующая зависимость:

Перлит в %	25	30	45	50	60	70	80	90

Износ в %	100	35	25	20	10	7	5	0,5
Та же зависимость наблюдается в ковком и высокопрочном
чугунах, как это видно из рис. 303 по данным Е. А. Марковского
и др. [49]. Допустимое без заметного снижения износостой-
кости количество феррита в этих чугунах (—25%) оказывается
больше, чем в сером чугуне (около 5% при низком содержании
фосфора и 10—15% — при повышенном).

Из рис. 304 [389 I видно, что кроме количества перлита значе-
ние имеет и его форма: при больших давлениях лучше всего
проявляет себя мелкодисперсный сорбит, а хуже всего-- зерни-
стый перлит (глобулярные включения карбидов легче вырываются
из матрицы и действуют как абразивы), в то время как при сравни-
тельно малых давлениях (до 12,5 кПсм1) дисперсность и форма
перлита не оказывают заметного влияния.

Такой же вред могут принести отдельные твердые включения
карбидов или фосфидов. Если же фосфидная эвтектика находится
в виде сетки или в прочной перлитной матрице, то она, как уже
указывалось, приносит несомненную пользу. В связи с этим инте-
ресно отметить, что в противоположность советской практике
зарубежные заводы во многих случаях успешно применяют фос-
фористые чугуны даже для ответственных станочных деталей
[3631:

Фирма	Деталь	с в %	Si и %,	Ми в %	S в %	Р в %	HI3
«Рейнскер»	Стол	3,0	1,40	0,54	0,21	0,60	170
«Берингер»	Станина	3,12	2,37	0,92	0,07	0,78	187
«Унисон»	Стол	3.35	2,27	! 0,48	0,12	0,95	115

В условиях особо напряженных режимов, например для ци-
линдровых втулок морских дизелей, с успехом применяют иногда
чугуны со структурно свободным цементитом [3941:

Структура	с в %	Si в %	Р в %	V в %	НВ	Износ в мм за 1000 ч
Перлит	3,22	0,99—1.01	0.1	0,01	160—194	0,01
Перлит, фосфидная	3.51	0.68—1.28	0.2-0,3	0,1—0.3	160—200	0,002-0.003
эктектика						
и карбиды		i  1	i				

В условиях напряженных режимов часто оправдывают себя
структуры с игольчатым строением продуктов распада аустенита,
особенно после изотермической обработки. Так, например,
ззЛ	515
лабораторные испытания Т. Г. Демидовой и М. Н. Кунявского
[328] показали, что износостойкость обработанного таким образом
чугуна повышается в 3—17 раз; по исследованиям И. Чикеля
и Г. Мюнча [411 ] износ в этом случае уменьшился в 1,3—3 раза,
по данным [404] — на 20—89%. Эксплуатационная проверка
влияния изотермической закалки на износ цилиндровых втулок,
проведенная И. П. Немковым и А. И. Габерцетелем [355], под-
твердила эти заключения (рис. 305). К таким же выводам пришли
при исследовании коленчатых валов А. А. Горшков и М. В. Во-
лошенко 1121:

Материал валон	Термическая обработка	Износ за 1000 ч и мм	
		Коренные шейки	Шатунные шейки
Высокопрочный чугун	Изотермическая закалка	0,014—0,044	0,002—0,022
Высокопрочный чугун	Нормализация	0,030—0,065	0,020-0,045
Сталь 45 Г2		0,012—0,066	0.004—0,032

обработанных валов, по-

Однако поведение изотермически

видимому, зависит от материала и свойств вкладышей. Так, на-
пример, Е. А. Марковский и др. [49] нашли, что при трении по

Износ цилиндровых Втулок* мп

Рис. 305. Сравнительный износ
цилиндровых втулок в изотер-
мически закаленном (/ и 2) и
сыром (3) состояниях

обработки может привести

плитке из свинцовистой бронзы износ
и коэффициент трения такого чугуна
выше, чем у перлитного, но лучшие
результаты могут быть получены при
контртеле с твердостью не менее
НВ 100.

Несмотря на указанные преиму-
щества изотермической обработки,
в ряде случаев более удобной счи-
тают обычную закалку, особенно
поверхностную (лучше всего высоко-
частотную), которая и применяется,
например, для параллелей некото-
рых прецизионных станков, цилин-
дровых втулок и других отливок.
При этом, однако, следует обяза-
тельно обеспечивать правильное со-
отношение твердостей сопрягаемой
пары, иначе применение термической
к обратным результатам. Возможно,

что именно по этой причине В. П. Гречин [325] пришел к заклю-
чению, что термическая обработка поршневых колец из серого
чугуна в общем неблагоприятна, так как низкоотпущенныс не-
достаточно стойки при повышенных температурах, а высокоотпу-
щенные излишне пластичны. Поэтому для получения игольчатых
структур следует предпочитать легирование, при котором термо-
обработка еще более эффективна.

Весьма благоприятной в условиях трения со смазкой является
аустенитная структура как с пластинчатым, так и с шаровидным
графитом. Так, например, для цилиндровых автомобильных втулок
ГАЗ успешно используется чугун ЧН15Д7Х2; такой же чугун,
а также обработанный магнием (ЧН15ДЗХШ) рекомендует
В. П. Гречин как наиболее теплостойкий и пригодный в условиях

значительного повышения темпера-
туры.

Не меньшее, а может быть, даже
большее значение для износостойко-
сти при трении со смазкой имеют ко-
личество, форма и расположение гра-
фита в структуре. Общепризнанным
можно считать благоприятное влия-
ние большого количества графита,
вследствие чего следует предпочитать
чугуны с более высоким содержа-
нием углерода и низким содержа-
нием кремния. Наилучшими формами
графита являются средпенластип-
чатая, не образующая сетки, ком-
пактная н шаровидная. С размельче-
нием графита, как шаровидного, так

Рис. 306. Влияние размеров вы-
делений графита на износ серого
чугуна

и пластинчатого, как видно из

рис. 306 [63], износ чугуна увеличивается. Наиболее низкая
износоустойчивость наблюдается при наличии междендритного
графита, особенно при низком содержании фосфора в чугуне;
при высоком содержании фосфора междендритный графит не
так опасен. Отрицательное влияние мелкого и междендрит-
ного графита заставляет быть особенно осторожным при литье
отливок в металлические формы [317] и назначать в этом слу-
чае достаточно большие припуски на механическую обработку
на рабочих поверхностях.

Очень важным вопросом является сопоставление износостой-
кости серого, ковкого и высокопрочного чугунов (при одной и
той же матрице) в связи с разной формой графита. Однако в ли-
тературе по этому поводу много противоречий. Это объясняется
тем, что сопоставляются разные по величине выделения графита
и что испытания производятся при разных режимах. Анализ

всех этих многочисленных данных показывает, что очень мелкие

шаровидные включения уступают по своему влиянию па
износостойкость среднему по величине пластинчатому графиту,
в особенности при более мягких в энергетическом отношении режи-
мах. Кроме того, следует иметь в виду, что прирабатываемость
высокопрочного чугуна хуже, чем серого, ковкий же чугун занимает
в этом отношении промежуточное место. Поэтому процесс при-
работки высокопрочного чугуна должен производиться с особой
тщательностью. Для этого рекомендуется применять давление
25—35 кПсм* и постепенно повышать скорость движения с 1—2
до 10—12 м/сек [401. В. П. Гречин [3251 рекомендует для улуч-
шения прнрабатываемости любых чугунов травление в 10—15-
процентной азотной кислоте с последующей пропиткой в горячем
масле в течение 15—20 мин, что повышает смачиваемость, приводит
к надлежащему уровню микрошероховатость и устраняет метал-
лический контакт и задир.

Таким образом, можно прийти к заключению, что высокопроч-
ный чугун имеет преимущества перед серым чугуном в условиях
трения со смазкой только в сравнительно тяжелых режимах, если
обеспечены достаточно крупные выделения графита и правильная
приработка. При этом, как указывалось, имеет значение и режим
работы отливок. Как показали, например, Е. А. Марковский
и др. [401, поршневое кольцо из высокопрочного чугуна имеет
преимущество перед серийным кольцом из серого чугуна с хромо-
вым покрытием только при достаточно большом давлении и до
определенного числа оборотов. Следует также иметь в виду, что
в большинстве случаев высокопрочный чугун изнашивает контр-
тело больше, чем серый чугун. Однако высокопрочный чугун
всегда имеет явные преимущества перед сталью. По исследова-
ниям Д. П. Иванова и В. А. Захарова сравнительный износ
(в мк па 1000 км пробега) стальных и чугунных валов составил:

Автомобили	Стальные валы		Чугунные валы	
	Шатунные шейки	Коренные шейки	Шатунные шейка	Коренные шейки
Легковые	1  1,66	1,32	0,42	0,75
Г рузовые	1,90	1,20	0,55  	1	0,70  

Что касается состава чугуна, то его влияние главным образом
проявляется через изменение структуры. Выше указывалось на
благоприятное влияние углерода и фосфора. Кремний же
уменьшает износ при качении и увеличивает его при скольжении.
Это объясняется тем, что при трении второго рода преобладает
благоприятное влияние графита и легирования а-раствора, а при
трении первого рода — отрицательное влияние структурно-сво-
бодного феррита. Ввиду такого двойственного действия кремния
влияние его при низких концентрациях (до 2—3%) выражается
518
в слабой степени. При больших же концентрациях роль кремния
усиливается: с увеличением его содержания износ при качении
интенсивно падает, а при скольжении — увеличивается.

Марганец в пределах до 1,5% несколько повышает изно-
состойкость чугуна вследствие размельчения перлита, но при боль-
ших его содержаниях может образоваться свободный цементит
и в зависимости от условий увеличиться или уменьшиться износ.
При этом заметно увеличивается коэффициент трения чугуна.

Сера, повышая количество связанного углерода, может
оказать иногда благоприятное влияние на сопротивление износу.
Наличие сульфидов не является особо вредным и даже улучшает
прирабатываемость [389 J и уменьшает коэффициент трения [370].

Влияние легирующих элементов на износостойкость в боль-
шинстве случаев весьма положительно и часто превосходит их
влияние на механические свойства. При этом действие легирую-
щих элементов определяется соответствующим изменением струк-
туры основной массы чугуна, формы графита, твердости, склон-
ности к окислению, а главным образом — повышением однород-
ности структуры. Наиболее интенсивно и благоприятно действуют
хром и сочетание хрома и никеля. Поэтому присадка
в шихту природнолегированного халиловского чугуна [322] по-
вышает износостойкость автомобильных, станочных и других
работающих на износ отливок. Так же благоприятно и эффективно
влияние молибдена, титана и ванадия. По дан-
ным И. Брадика [404], цилиндровые втулки из чугуна, легиро-
ванного 0,36% Сг, 0,12% V и 0,05% Ti, оказались более стойкими
в сыром состоянии, чем при присадке одного хрома.

Данные о влиянии меди противоречивы [325; 404], но в боль-
шинстве случаев оно оценивается как положительное. В подшип-
никовом чугуне, по данным А. И. Смирнова, благоприятной ока-
залась присадка 0,4—0,6?о Sb. При тяжелых режимах оправдало
себя вследствие повышения жаропрочности легирование чугуна
молибденом, вольфрамом [325].

Многочисленные комбинации легирующих элементов (Сг и Ni
с Mo, Си, Ti, V, W, Al) с успехом используются также в чугунах
для поршневых колец [374], причем для огневых колец при этом
применяется еще изотермическая обработка. При индивидуальной
отливке колец весьма важно придерживаться высокого содер-
жания углерода (3,7—3,9%) и применять модифицирование чу-
гуна графитом 1329]. Приобретает распространение в этих усло-
виях также применение высокопрочного чугуна. Некоторые со-
ставы чугунных отливок, работающих на трение в условиях
смазки, приводятся в табл. 47 и 48.

Из других факторов, оказывающих влияние на износостой-
кость, нужно прежде всего указать на модифицирование, которое
создаст однородную структуру п препятствует образованию меж-
депдритпого графита, вследствие чего износ значительно пони-
519
верхности даже при самой мелкой стружке, что объясняется вы-
крашиванием металла между выделениями графита. Поэтому для
получения чистой и гладкой поверхности необходимо уменьшить
содержание углерода и кремния в чугуне, размельчить графит,
а также увеличивать скорость резания. * Как видно из рис. 312
[64], большим преимуществом в этом отношении отличаются ков-
кий и особенно высокопрочный чугун.

Влияние марганца до 1°/0 и серы в обычных пре-
делах на обрабатываемость сравнительно невелико, за исключе-

нием случаев, когда эти элементы резко понижают степень гра-
фитизации. При большом содержании марганца возможно образо-

вание мартенситной или аус-
тенитной структур, которые
обрабатываются с трудом
вследствие высокой первич-
ной или вторичной твердо-
сти. Так же отрицательно
действует на обрабатывае-
мость чугуна фосфор при
содержаниях свыше О,5°/о,
что объясняется неблагопри-
ятным влиянием сетки трой-
ной фосфидной эвтектики.
Двойная фосфидная эвтек-
тика не проявляет так сильно
свое влияние, особенно в
ферритной основной массе.

Рис. 312. Влияние ‘скорости"* обработки,
формы графита и структуры^матрицы на
чистоту поверхности обработанной от-
ливки (сплошные линии — мелкий плас-
тинчатый и шаровидный графит, штрихо-
вые — грубый пластинчатый графит)

Влияние легирующих элементов определяется главным об-

разом повышением твердости, с одной стороны, и созданием
равномерной структуры — с другой. Благоприятным влиянием
отличается медь [471 ], в меньшей мере — никель и мо-
либден (до 0,5°/о), хром же действует всегда отрицательно,

при этом во всех случаях, когда твердость при легировании
чугуна увеличивается, обрабатываемость его понижается.

Влияние остальных факторов — скорости охлаждения, терми-
ческой обработки, модифицирования и т. д. — определяется
целиком соответствующим воздействием на графитизацию и
однородностью чугуна.

Во всех случаях при механической обработке следует иметь
в виду отрицательное действие литейной корки (рис. 310, б) из-за
наличия в ней песка и окислов металла, действующих как абра-
зивы, а также из-за отсутствия в ней графита [437]. Так же

* При большой скорости резания увеличение углеродного эквивалента
даже полезно. Качество поверхности вообще в сильной степени зависит от
режима резания (W. Patterson, Н. Opitz. «Gies. Beih.», 1965, N 3).

34 И. Г. Гиршович 707	529
отрицательно влияет перлитная кайма на ковком чугуне. Поэтому
глубина резания в этом случае должна быть вначале достаточно
большой, чтобы резец сразу проник в нормальный по структуре
подкорковый слой. С этой целью при обдирке рекомендуется брать
первую стружку не меньше 1,5—2,0 мм толщиной. По той же
причине отливки должны быть тщательно очищены от песка и ока-
лины перед механической обработкой.

69. Свариваемость

Широкое развитие, которое в последнее время приобрела
сварка, распространилось в определенной степени и на чугунные
отливки, причем не только как метод исправления брака или по-
ломок, но и как технологический процесс изготовления сложных
деталей, в том числе сварно-литых. В настоящее время известны
многие примеры изготовления сварных чугунных труб, тройни-
ков, а также сварно-литых конструкций из чугунных отливок или
чугуна и стали, в том числе выбивной решетки, станины плоско-
шлифовального станка, поворотной рамы экскаватора и др. [359;
373; 473|. Еще шире сварка применяется для ремонтных работ
и исправления дефектов, что дает возможность значительно уве-
личить срок службы отливок, в частности изложниц [458]. Для
удаления прибылей на отливках высокопрочного чугуна приме-
нение получила автогенная резка.

Всем этим вопросам посвящена уже большая литература [9;
26; 27; 28; 62; 64], в которой сварка рассматривается с точки
зрения особенностей ее применения для чугуна. Именно такой
подход, а не простое копирование методов, применяемых для
стали, обещает успех делу развития сварки для чугунных отли-
вок. И, действительно, чугун обладает специфическими свойст-
вами, которые в сильной степени затрудняют применение сварки
и которые необходимо учесть при разработке этого технологи-
ческого процесса, без чего результаты не могут быть благопри-
ятными.

Эти особенности чугуна заключаются, с одной стороны, в вы-
соком содержании углерода и в тенденции к метастабильной кри-
сгаллизации при быстром охлаждении, характерном для процесса
сварки, а с другой стороны, — в низкой пластичности и большой
хрупкости, особенно при наличии свободных карбидов или мар-
тенсита, что облегчает возможность образования трещин, и в низ-
ком модуле упругости, что способствует поводке в процессе ох-
лаждения и неравномерной усадки. Таким образом, быстрое ох-
лаждение сварного шва и околошовной зоны является для чугуна
главной опасностью, и технологические приемы сварки должны
это учитывать.

Чтобы уменьшить эту опасность и повысить пластичность чу-
гуна, пользуются в наиболее тяжелых условиях горячим спосо-
530
бом сварки с подогревом до 700—800° С, в более благоприятных
условиях — пол у горячим способом (подогрев до 300—400 С.)
и в самых простых случаях — холодной сваркой. Кроме того,
в зависимости от конструкции отливки, возможности развития
напряжений и последующей механической обработки подогрев мо-
жет быть общим, местным или вовсе отсутствовать, как то иллю-
стрируется схемой рис. 313 [26]. При этом ширина местного по-
догрева должна быть по крайней мере в два раза больше ширины
завариваемого участка.

В ответственных случаях наибольшее распространение имеют
способы горячен газовой и дуговой сварки, меньше применяются
низкотемпературная пайка бронзой или монель-металлом и спе-

Рис. 313. Влияние конструкции отливки на способ сварки чугуна: а — много-
стороннее закрепление, требующее общего подогрева и горячей сварки: б —
одностороннее закрепление, допускающее местный подогрев до температуры 600—
400° С; в — свободная конструкция без последующей механической обработки,
нс требующая подогрева (С — место сварки)

циальные методы сварки в среде защитного газа (аргона). Из спо-
собов холодной сварки больше всего используется сварка стальным
электродом с интенсивным охлаждением путем отвода тепла про-
точной водой, подводимой к стороне, противоположной завари-
ваемой. При этом способе поверхностный слой наплавки сохра-
няет свойства малоуглеродистой стали, а зона отбела концент-
рируется по линии сплавления с основным металлом.

В указанной выше литературе приведены многочисленные ре-
комендации выбора материала для электродов, присадочных ма-
териалов из черных и цветных металлов, покрытий, флюсов,
а также технологических приемов и режимов сварки, которыми
и следует пользоваться. Однако это многообразие рекомендаций
свидетельствует о том, что процесс сварки чугуна разработан еще
далеко не в полной мере. Все же следует надеяться, что в резуль-
тате больших исследований, проводимых рядом институтов (Ин-
ститутом электросварки им. Е. О. Патона, ЦНИИТмашем, ВНИИ-
автогеном и др.), этот сложный вопрос будет, наконец, решен,
так как уже и сейчас механические свойства сварного соединения
могут быть обеспечены на высоком уровне, например |373|:

34*	.. I
Свариваемый материал	в к Г мм-	.» в к Г -w.w*|  1	л В %  1	ан в  кГм/см- ।	//В пере- ходной зоны  1		
ВЧ 40-5	41,7—41,8	27,6—33,9	6,5—8,7	1,8-2,2	170—270
ВЧ 40 5 и сталь 22К	43,8—44,6	31,4—31,5	17—19	—	196—255
СЧ 32-52	31,3—34,5	—	1,6—2,0	—	170—275

Оценивая свариваемость разных чугунов, следует указать,

что мягкие чугуны с повышенным содержанием кремния являются
более благоприятными, так как менее склонны к образованию



отбела и мартенсита в термической зоне. Высоко-
прочный чугун вследствие наличия магния, наобо-
рот, легче кристаллизуется после расплавления
по метастабильной системе и поэтому, как правило,
требует последующего отжига после сварки. Ков-

500

кий чугун

300

§

вследствие низкого содержания крем-
ния также сравнительно легко
отбеливается, если не применяют-
ся специальные меры, например
особые электроды с низкой тем-
пературой плавления и низким
содержанием водорода. В некото-



J-----1

3

Расстояние от поваренного
шва, мм

Рис. 314. Распространение твердо-
сти в термической зоне высокопроч-
ного чугуна с исходными перлит-
ной (а) и ферритной (б) структурами
после дуговой сварки металличе-
ским Ni — Fe электродом без по-
следующей термообработки

рых случаях заварку ковкого чу-
гуна производят поэтому до от-
жига [26]. Вместе с тем следует
отметить, что как ковкий, так и

высокопрочный чугуны вследствие
их более высокой пластичности
менее опасны с точки зрения обра-
зования трещин. Поэтому они в
общем хорошо свариваются при
правильно выбранном техноло-
гическом процессе. Особенно хо-

рошими свойствами свариваемости отличается насквозь обезугле-
роженный тонкостенный белосердечный ковкий чугун, и в ФРГ,

например, даже стандартизирована специальная марка такого
легко свариваемого чугуна (Si < 0,35%, Мп < 0,8%, S < 0,08%),
отличающегося очень высокой пластичностью:

Диаметр образца в м м	Ов в кГ/мм2	%,2 И КГ/ММ*	б в %
9	34—40	18—24	34—26
12	36—42	20—26	25—17
Черносердечный ковкий чугун также получает в и<>м иинннс
нии применение, например при сварке арматуры со < ы н.пымп
трубами. Предел прочности при растяжении шва в эк>м < 1\чв<
составляет при электродах из низкоуглеродистой стали 19 л/ < ил,
при особых электродах с низким содержанием водорода —23 л/ v и
при никелевых электродах — 28 кГ1ммг и железоннкелсвы \
33 кГ!мм2.

Еще большее развитие, в том числе для сварно-литых конструк
ций, приобретает высокопрочный чугун. Распределение твердости
в термической зоне при разных исходных структурах металла по-
казано на рис. 314 [473 J. Снижение твердости и повышение каче-
ства шва может быть достигнуто путем отжига, применения спе-
циальных электродов с покрытиями, содержащими ванадий, воль-
фрам, ниобий (ЦЧ — 4, УОНИИ 13/45 и др.), электрошлаковой
сварки для соединения отдельных частей сварно-литой конструк-
ции и других мероприятий, уже разработанных и еще разрабаты-
вающихся сварщиками. *

* И. Н. Бондин. Справочник сварщика. М.—Л. Изд. «Машинострое-
ние», 1965. 400 с.
ЛИТЕРАТУРА ♦

общего характера по всем разделам книги

1.	Б е р г П. П. Формовочные материалы. М.» Машгиз, 1963. 408 с.

2.	Б о б р о Ю. Г. Алюминиевые чугуны. Харьков, изд. ХГУ, 1964. 195 с.

3.	Б о г а ч е в И. Н. Металлография чугуна. Изд. 2-е. Москва—Сверд-
ловск, Машгиз, 1962. 392 с.

4.	Б о г а ч е в И. И., Давыдов Г. С. и Рожкова С. Б. Гра-
фитизация и термическая обработка белого чугуна. М., Изд. «Машиностроение»,
1964. 146 с.

5.	Бунин К- П. Отбеленный чугун. Москва—Свердловск, Метал-
лу ргиздат, 1947. 97 с.

6.	Бунин К- ГГ, Иванцов Г. И. и Малиночка Я. Н. Струк-
тура чугуна, Москва—Киев, Машгиз, 1952. 162 с.

7.	Б у н и н К П., Таран Ю. Н. и Ч е р н о в о л А. В. Чугун
с шаровидным графитом. Киев, АН УССР, 1955. 97 с.

8.	В а щ е н к о К- И. Модифицированный чугун. М., Машгиз, 1946.
231 с.

9.	В а ще п к о К- И. и С о ф р о н и Л. Магниевый чугун. Изд. 2-е,
Москва—Киев, Машгиз, 1960. 487 с.

10.	В е й н и к А. И. Расчет отливок. М., Изд. «Машиностроение», 1964.
403 с.

11.	Гиршович Н. Г. Чугунное литье, ч. 1. Графитизация и литейные
свойства, Л. КУБУЧ, 1935. 663 с. Чугунное литье. Л.—М., Металлургиздат,
1949. 708 с.

12.	Горшков А. А. и Волощенко М. В. Литые коленчатые
валы, М.. Изд. «Машиностроение», 1964. 195 с.

13.	Г у л я е в Б. Б. Литейные процессы, М.—Л., Машгиз, 1960. 416 с.

14.	Д у б и н и н Н. П. Чугунное литье в металлические формы. М., Маш-
гиз, 1956. 320 с.

15.	К л о ч н е в Н. И. Высокопрочный чугун с шаровидным графитом.
М., Машгиз, 1963. 211 с.

* В ссылках по иностранной литературе даны также указания на «Экспресс-
информацию» ВИНИТИ по серии «Литейное производство» (Э. И.) с обозначением
года издания и номера информации.
16.	Кривошеев А. Е. Литые валки. М., Металлурги iA.ii, Ри»; » 

17.	Кри шт а л М. А. Диффузионные процессы в железных 'iii.in.ii
М., Металл у р гиз дат, 1963. 278 с.

18.	Л а к о м с к и й В. И. и Я во й с к и й В. И. Изд. 2-е. Киев. I И IЛ
УССР, 1960. 173 с.

19.	Леви Л. И. Азот в чугуне для отливок. М., Изд. «Машиностроение-.
1964 . 230 с.

20.	Н е х е н д з и Ю. А. Стальное литье. М., Металлургиздат, 1918.
766 с.

21.	Рыжиков А. А. Теоретические основы литейного производства.
М., Машгиз, 1961. 147 с.

22.	С а л т ы к о в С. А. Стереометрическая металлография. М., Метал-
лургиздат, 1958. 446 с.

23.	Троицкий Г. Н. Свойства чугуна. Л.—М., Металлургиздат,
1941. 290 с.

24.	Уманский Я. С., Финкельштейн Б.. Н., Б л а и-
т е р М. Е. и др. Физическое металловедение. М., Металлургиздат, 1955.
721 с.

25.	Шварц Н. А. Американский ковкий чугун. М.—Л., ОНТИ, НКТП
СССР, 1936. 328 с.

26.	Справочник по чугунному литью. Под ред. Н. Г. Гиршовича. М.—Л.,
Машгиз, 1960. 800 с.

27.	Справочник литейщика. Под ред. Н. Н. Рубцова и Л. М. Мариенбаха.
М., Машгиз, 1961. 774 с.

28.	Справочник по изготовлению отливок из высокопрочного чугуна. Под
ред. А. А. Горшкова. Москва—Киев, Машгиз, 1961. 297 с.

29.	Справочник. Металловедение и термическая обработка. Под ред.
М. А. Бернштейна и А. А. Рахштадта, Изд. 2-е, т. 1. М., Металлургиздат, 1961.
747 с.

30.	Сб. Высокопрочные чугуны. Москва—Киев, Машгиз, 1954. 305 с.

31.	Сб. Получение отливок из высокопрочного чугуна. М., АН СССР. 1955.
200 с.

32.	Сб. Металловедение и современные методы термической обработки
чугуна. М., Машгиз, 1955. 292 с.

33.	Сб. Новое в теории и практике литейного производства. НТО Маш-
пром, кн. № 39, М.—Л., Машгиз, 1956. 454 с.

34.	Сб. Затвердевание металлов. М., Машгиз, 1958. 533 с.

35.	Сб. Перспективы развития литейного производства. Раздел «Чугунное
литье», М. НТО Машпром, 1958. 228 с.

36.	Сб. Питания теорн i практики виробництва та застосування чавушв
з кулястим граф|том. КиТв. АН УРСР, 1959. 159 с.

37.	Сб. Современные достижения литейного производства. Труды Межвузов-
ской научно-технической конференции. М.—Л., Машгиз, 1960. 339 с.

38.	Сб. Вопросы теории литейных процессов. М., Машгиз, 1960. 694 с.

39.	Сб. Кристаллизация металлов. М., АН СССР, 1960. 326 с.

40.	Сб. Вопросы теории н практики применения и производства отливок
из чугуна с шаровидным графитом. Т. X, Киев,. АН УССР, 1961. 134 с.
41.	Сб, Взаимодействие литейной формы и отливки. М., АН СССР, 1962.
335 с.

42.	Сб. Жидкие металлы и их затвердевание. М., Металлургиздат, 1962.
434 с.

43.	Сб. Получение и свойства чугуна с шаровидным графитом. М.—Л.,
Машгиз, 1962. 352 с.

44.	Сб. Вопросы теории и практики производства и применения отливок из
чугуна с шаровидным графитом. Киев, АН УССР, т. XI, 1962. 124 с.

45.	Сб. Механические свойства литого металла. М., АН СССР, 1963. 308 с.

46.	Сб. Теплофизика в литейном производстве. Минск, АН БССР, 1963.
536 с.

47.	Сб. Развитие производства ковкого чугуна. М., Машгиз, 1963. 359 с.

48.	Сб. Вопросы термодинамики и физической кинетики структурообразо-
вания в чугуне и стали. Тула, Кн. изд-во, 1964. 132 с.

49.	Сб. Высокопрочный чугун. Киев, ТИТЛ УССР, 1964. 300 с.

50.	Сб. Газы в литом металле. М., АН СССР. Изд. «Наука». 1964. 263 с.

51.	Чугун с шаровидным графитом, обработанный редкоземельными моди-
фикаторами. Киев, АН УССР. Изд. «Наукова думка», 1964. 164 с.

52.	Сб. 23-й Международный конгресс литейщиков. М., Машгиз, 1958.
452 с.

53.	Сб. 24-й Международный конгресс литейщиков. М., Машгиз, 1960.
480 с.

54.	Сб. 25-й Международный конгресс литейщиков. М., Машгиз, 1961.
752 с.

55.	Сб. 26-й Международный конгресс литейщиков. М., Машгиз, 1961.
676 с.

56.	Сб. 27-й Международный конгресс литейщиков. М., Машгиз, 1961.
423 с.

57.	Сб. 28-й Международный конгресс литейщиков. М., Машгиз, 1964.
407 с.

58.	29-th International Foundry Congress. New Jork. 1962, 700 p.

59.	30-th International Foundry Congress. Praha. 1963, 487 p.

60.	31-th International Foundry Congress. Amsterdam. 1964, 335 p.

61.	32-th International Foundry Congress Warszawa, 1965.

62.	A n g u s H. T. Physical and Engineering properties of cast iron. BCJRA.
Birmingham. I960, 528 p.

63.	Piwowarsky E. Hochwertiges Gusseisen. Zweite verbesserte Auf-
lage. Springer—Verlag. Berlin, 1951, 1070 s. Перевод на русский язык в двух
томах. М., Изд. «Металлургия», 1965. 1184 с.

64.	Gray iron castings handbook. Cleveland, 1958, 607 p.

К разделу первому

65.	Б а л а н д и н Г. Ф. Формирование кристаллического строения от-
ливок. М. Изд. «Машиностроение», 1965. 255 с.

66.	Б а р а н о в А. О. О габитусе кристаллов графита. — «Кристалло-
графия». М., АН СССР, т. 9, № 5, 1964, с. 759—762.
67.	Б а р а н о в А. А. и Бунин К- П. О роли включений прн графи-
тизации чугуна и стали. — «Литейное производство», 1964, № 7, с. 26-28.

68.	Б а р т е к ь е в Г. М. и Никонова В. В. О многообразии струк-
турных форм эвтектических колоний в бинарных сплавах. Сб. Физико-химиче-
ские основы металлургических процессов. М., Металлургиздат, 1964, с. 131—139.

69.	Б и д у л я П. Н. и Шульте Г. Ю. Природа включений графита
в ковком чугуне. Сб. Вопросы металлургии и металловедения. Моск. веч. мет.
ин-т, вып. IV, М., Металлургиздат, 1962, с. 81—90.

70.	Б о ч в а р А. А. Исследование механизма и кинетики кристаллизации
сплавов эвтектического типа. М., ОНТИ, 1935. 81 с.

71.	Б у и и н К- П., Баранов А. А. и Погребной Э. Н. Гра-
фитизация стали. Киев, АН УССР, 1961. 85 с.

72.	Б у и и и К- П. и Малиночка ЯН. Введение в металлогра-
фию. М., Машгиз, 1954. 192 с.

73.	Ващенко К- И., Тодоров Р. П. о ш о в н и к Г. И.
О механизме образования графита. — «Литейное производство», 1959, № 3,
с. 34—38.

74.	В а щ е н к о К- И., Тодоров Р. П. и Кошовник Г. И.
О распределении кремния между фазами при отжиге магниевого чугуна. —
«Литейное производство», 1959, № 4, с. 20—23.

75.	В е р т м а н А. А., Ф и л и п п о в Е. С. и Самарин А. М.
Плотность сплавов железа с углеродом в твердом и жидком состоянии.
Изв. вузов. Черная металлургия, 1964, № 7, с. 17—23.

’	76. В е р т м а и А. А. и Самарин А. М. О состоянии углерода в
жидком чугуне, ДАН СССР, т. 134, 1960, № 3, с. 629—631.

77.	Вишневский А. С. и Батуринская Н. Л. Структура ша-
ровидного графита модифицированного чугуна. — «Литейное производство»,
1962, № 12, с. 26—27.

78.	Г а р д и н А. И. Электронографическое исследование структуры це-
ментита. — «Кристаллография», 1962, т. 7, вып. 6, с. 854—861.

79.	ГерцрикенС. Д. и Дехтяр И. Я. Диффузия в металлах и
сплавах в твердой фазе. М., ГИ ФМЛ, 1960. 564 с.

80.	Г и р ш о в и ч Н. Г. К спорным вопросам теории графитизации. —
«Литейное производство», 1953, № 4, с. 15—20.

81.	Гиршович Н. Г. Современное состояние теории графитизации
чугуна. ЛДНТП, 1960. 93 с.

82.	Г и р ш о в и ч И. Г. и Н е х е н д з и Ю. А. Аналитическое решение
задачи о затвердевании отливок разной конфигурации. — «Литейное произ-
водство», 1956, X? 3, с. 14—19, № 4, с. 13—17, № 6, с. 14—18, № 12, с. 13—18.

83.	Гиршович Н. Г. и Н е х е н д з и Ю. А. Изотермы или линии
равного перегрева? — Изв. АН СССР ОТН. Металлургия и топливо, 1961,
№ 3, с. 140—112.

84.	Г л а з о в В. М., Вертман А. А. и Швидковский Е. Г.
К итогам дискуссии о структуре н свойствах жидких металлов.—Изв. АН СССР
ОТН. Металлургия н топливо, 1961, № 3, с. 104—115.
85.	Г о р ш к о в А. А. и Сидоренко Р. А. К вопросу о роли пере-
охлаждения при образовании шаровидного графита. — Изв. вузов. Чер-
ная металлургия, 1960, № 4, с. 153—158.

86.	Гречный Я. В. О структурообразовании при эвтектической кристал-
лизации двойных сплавов. М., АН СССР,—«ЖФХ», 1956, т. XXX, вып. 1,
с. 186—189.

87.	Г р и г о р о в и ч В. К- Влияние легирующих элементов на устойчи-
вость цементита и графитизацию чугуна. — «Литейное производство», 1964,
№ 12, с. 27—30.

88.	Григорян В. А., Курочкин Л. А., Жуковицкий А. А.
и др. О кинетике распада цементита. — Изв. АН СССР ОТН. Металлургия
и топливо, 1962, № 5, с. 157—162.

89.	Да и и л о в В. И. и Малков В. И. Экспериментальная проверка
теории роста кристаллов и связь равновесных форм с формой роста. М., АН
СССР,—«ЖФХ», 1954, т. 28, вып. 10, с. 1837-1841.

90.	Д а р к е н Л. С. и Г у р р и Р. В. Физическая химия металлов.
М., Металлургиздат, 1960. 582 с.

91.	Жу к о в А. А. О термодинамической активности углерода в железо-
углеродистых сплавах. — Изв. АН СССР ОТН. Металлургия и топливо. 1961,
№ 6, с. 88—94.

92.	3 у б а р е в В. Ф. Теоретические основы графитизации белого чугуна
и стали. М., Машгиз, 1957. 224 с.

93.	И в а н о в Д. П. О природе пластинчатого графита в чугуне. — «Ли-
тейное производство», 1954, № 3, с. 18—24.

94.	И в а н ц о в Г. П. Диффузионное переохлаждение при кристаллиза-
ции бинарного сплава.—ДАН СССР, 1951, т. 81, № 2, с. 179—182.

95.	Клочке в Н. И. Усадка чугуна с шаровидным графитом. М.,
Машгиз, 1957. 84 с.

96.	Кожи нс к ий Л. И. Факторы возникновения центров графитиза-
ции.— «Литейное производство», 1961, № 4, с. 31—35.

97.	Кривошеев А. Е. и Б е л а и Г. Е. К вопросу образования шаро-
видного графита. — «Литейное производство», 1964, № 1, с. 33—35.

98.	К р и в о ш е с в А. Е., Лев И. Е., Рудницкий Л. С. и др.
О распределении церия между фазами чугуна. — «Литейное производство»,
1964, № 7, с. 23—24.

99.	К р и ш т а л М. А. О природе процесса, лимитирующего скорость
графитизации чугуна. — ДАН СССР, 1954, т. 49, № 6, с. 983—986.

100.	Кузнецов В. А. Кристаллы и кристаллизация. ГИТТЛ, М,
1953. 411 с.

101.	Курочкин Л. А., Григорян В. А. и Ж У к о в и ц к и й А. А.
Диффузия углерода в цементите в процессе графитизации. — Изв. АН СССР ОТН.
Металлургия и топливо, 1962, № 4, с. 78—81.

102.	Ланда А. Ф. Роль сопротивления среды при графитизации чугуна. —
«Литейное производство», 1956, № 6, с. 21—23.

103.	Лев. И. Е. Карбидный, анализ чугуна. Харьков, Металлургиздат,
1962. 180 с..
104.	Лифшиц Б. Г. и С и до р о в Н. А. Термическая стабильность
карбидов и форма графита в термически обработанном цериевом чугуне. —
«Литейное производство», 1964, № 7, с. 24—26.

105.	Л ю б ч е н к о А. П., Шерман Д. Г. и Можаров М. В.
О росте графитной фазы при кристаллизации чугунов. — «Литейное произ-
водство», 1963, № 6, с. 34 —37.

106.	Мали ночка Я. Н. и Ковальчук Г. 3. Карбидная фаза
в высококремнистом чугуне. — ДАН УССР, 1961, № 1, с. 25—28.

107.	М и л ь м а н Б. С. Образование шаровидного графита и развитие
технологии высокопрочного чугуна. — «Литейное производство», 1958, № 6,
с. 11—17.

108.	Миркин И. Л. и Рикман Э. П. О некоторых особенностях
распределения магния в высокопрочном чугуне. — «Литейное производство»,
1957, № 12, с. 13—16.

109.	Н е и ж к о И. Г. Внутреннее строение график и металлической
основы чугуна. — «Литейное производство», 1964, № 2, с. 25—26.

ПО. Рыжиков А. А., Р я бу хов С. И. и Спасский А. Ф,
Механизм образования шаровидной формы графита и процесс диффузии магния
в жидком чугуне при его обработке. — Новое в литейном производстве. Горь-
кий, ЦКТИ, 1963. с. 34—40.

111.	С а л л и И. В. Физические основы формирования структуры сплавов.
М., Металлургиздат, 1963. 219 с.

112.	С е и к е в и ч В. Ф. и Фахрутдинова М. X. Образование
графитного эвтектоида в чугуне. — Изв. вузов. Черная металлургия, 1958,
№ 4, с. 143-146.

113.	Снежно й Р. Л. и Т и т е н с к и й Э. Г. К теории процесса
графитизации белого чугуна. —«Лигенное производство», 1962, № 9, с. 29—31.

114.	Степин П. И. Исследование первичных структурных образований
в чугуне, обработанном магнием. — «Литейное производство», 1952, №5, с. 13 — 19.

115.	Сте п и н П. И. Структурные превращения в чугуне при насыщении
его магнием в зоне эвтектических температур. — «Литейное производство»,
1958, № 11, с. 24—27.

116.	С ю й Ц з э н - Й з и, Поляков А. Ю. и Самарин А. М.
Исследования термодинамических свойств углерода в жидком железе. — Изв.
вузов. Черная металлургия. 1959, № 11, с. 3—12.

117.	Тава дзе Ф. Н. и Эссен М. А. Преобразование графитных
включений в чугуне при насыщении его магнием. — «Литейное производство»,
1959, № 6, с. 15-18.

118.	Т и х о и о в Г. Ф., А п а е в Б. А. и Рунов В. В. Исследова-
ние графитизации белого чугуна магнитным методом. — Изв. вузов. Черная
металлургия, 1958. № 4, с. 147 — 152.

119.	Т к а ‘I е и к о Ф. К К вопросу о механизме влияния предваритель-
ной закалки па графитизацию белого чугуна. — Изв. вузов. Черная метал-
лургия, 1963, К? 2, с. 139—141.

120.	Т к а ч е п ко Ф. К- Выявление дислокаций в цементитных кристал-
лах белого чугуна. — Изв. АН СССР. Металлургия и горное дело, 1964, № 1,
с. 108-112.
121.	Т о д о р о в Р. П. и Кошовник Г. И. Распад свободного цемен-
тита. Металловедение и термическая обработка металлов, т. 1. N, М., Метал-
лургиздат, 1956. с. 304—367.

122.	Холломон Д. II. и Тар н балл Д. Образование зародышей
при фазовых превращениях. — Успехи физики металлов, т. 1, М., Металлург-
кздат, 1956, с. 304—367.

123.	Хорошев И. И. Механизм возникновения центров графитизации
в белом чугуне. Труды Ростовского-на-Дону ин-та с.-х. машиностроения, 1957,
вып. 8, ч. 1, с. 277—288.

124.	Черновол А. В. i Пан чина Т. О. Про кшетику кристал-
Л1зацп Fe—С—Si сплав1в. — Доповщ! АН УРСР, 1962, № 4, с. 478—481.

125.	Ша й л ь Э. Термодинамика и структура железоуглеродистых спла-
вов. — «Проблемы современной металлургии», 1952, № 4, с. 44—70.

126.	Шевякина Л. Е. Связь между протеканием превращения аусте-
нита при непрерывном охлаждении и данными изотермической диаграммы. —
Фазовые превращения в железоуглеродистых сплавах. М., Машгиз, 1950,
с. 101—120.

127.	Appleton A. S. Kinetics of first — stage graphitization in Fe—C
and Fe—Co—C alloys. «J. Iron and Steel Inst.». 1960, v. 194, №2, p. 160—168.

128.	Benz M. G. and Elliott I. F. The austenite solidus and revised
iron—carbon diagram. «Trans. Met. Soc. ASME», 1961, №2, p. 323—333.

129.	В e r m a n A. and Kond ic V. J. Decomposition of cementite
during solidification of cast iron.—«J. Iron and Steel Inst.», 1954, v. 176, p.
385-387.

130.	В i r c h e n a 1 I С. E. and Mead H. W. Growth of graphite in
cast iron. «J. of Metals», 1956, № 8, p. 1004—1008.

131.	Brophy J. H. and Sinnott M. J. Quantitative metallographic
analysis of graphite size in ductile cast iron. «Trans. American Soc. for Metals»,
1961’, v. 54, p. 65—71.

132.	Burke J. The growth of temper carbon nodules. «Acta Metallurgica»,
1959, v. 7, № 4, p. 268—274.

133.	Burke J. Second—stage graphitization in a nodular cast iron. «J.
Iron and Steel Inst.». 1960, v. 196, № 1, p. 42—45. Э. И. 1961, № 29.

134.	C h a r b о n n i e r J. et Margerie J. C. Etude des microsegre-
gations dans une fonte mecanique de haute resistance. «Fonderie», 1963, № 207,
p. 161—175. Э. И. 1963, № 486.

135.	Dawson J. V. Factors influencing the inoculation of cast iron.
«BCIRA Journal». 1961, v. 9, № 2, p. 199—236. Э. И. 1961, № 22.

136.	Dawson J.V. and Oldfield W. Eutectic cell count—an index
of metal quality. «BCIRA Journal», 1960, v. 8, № 2, p. 221—231. Э. И. 1960, №224.

137.	E 1 1 i s t T., Davidson I. M. and Bodsworth C. Some
thermodynamic properties of carbon in austenite. «J. Iron and Steel Inst.», 1963,
v. 201, № 7, p. 582—587.

138.	F e r’r у M. Contribution a I’etude de la cinetique de la graphitization
des fontes blanches. «Fonderie». 1957, № 141, p. 445—457.

139.	F e г г у M. et Margerie J. C. Le grain dans la fonte. «Fonderie»,
1957, № 138, p. 303-315.
140.	Form G. W.. TumbuJ I G. K-, Merchant H. and Wal-
lace J. E. Grain refinement «Modern Castings». 1961, v. 39, № 5, p. 60—70.

141.	G e i 1 e n b e r g H. Uber die energetischen Bedingungen der Bildung
von Einkristallen oder Polykristallen mit Kugelhabitus aus einer iibersattigten
Losung. «Gies, tehn.-wiss. Beih.» 1964, № 1, s. 35—39. Э. И. 1964, № 300.

142.	Gunter E. und G г u h 1 W. Rongenographische Untersuchung
an Graphiten aus Eisen—Kohlenstoff—Legierungen. «Giesserei». 1954, № 18,
s. 453—456.

143.	Harris J. E. and Kond ic V. Origin of graphite in cast irons.
«Foundry Trade Journal». 1957, № 2108, p. 311—314.

144.	H i I 1 e r t M. Pressure induced diffusion and deformation during
precipitation, especialy graphitization. «Jernkontorets Annaler». 1957, v. 141,
№2, p. 67—89.

145.	H i 1 I e г t M. and Stein h a use r H. The structure of white
cast iron. «Jernkontorets Annaler». I960, v. 144, № 7, p. 52u—559.

146.	H u 1 t g re n A. and Osberg G. Annealing of white irons. «Iron
and Steel» 1954, v. 27, № 7, p. 272—282.

147.	Humphreys J. G. Iron—silicon carbide. «BCIRA Journal». 1962,
v. 10, № 5, p. 551—556.

148.	Karsay J. On the cristallization of graphite in cast irons. «Acta
techn. Acad. sci. hung»., 1956, v. 15, № 1—2, p. 99—125.

149.	Kellermann C. R. and L о p p e r C. R. Thermal treatment
near eutectic temperature effect on graphite in ductile iron. «Modern Castings».
1964, v. 46. № 2, p. 417—425.

150.	Laurent P. et Ferry M. Etude sur la germination du graphite
et la cinetique de la graphitization des fontes blanches pretrempees. «Fonderie».
1958, № 149, p. 249—262, № 150, p. 319—336, № 151, p. 351—360, № 152, p. 421—
434. Э. И. 1959, вып. 7, № 27.

151.	Lohberg K- Zementit als Substitutionsmischkristall des Auste-
nits. «Arch. f. d. Eisenh.», 1961, № 6, s. 409—412.

152.	L о p p e r C. R. Ductile iron magnified 6760 times. «Modern Castings».
1963, v. 43, № 1, p. 53-55.

153.	Lop per C. R. and Heine R. W. Graphite formation during
solidification of cast iron. «Modern Castings». 1961, v. 40, № 5, p. 117—134. Э. И.
1962, № 140.

154.	Lux B. Hypothese uber die Becinflussung der Graphitausscheidung
bei der eutektischen Erstarrung von grauem Gusseisem durch salzartige Karbide.
«Giss. techn.—wiss. Beih.». 1962, № 4. in. 207—212. Э. И. 1963, № 129.

155.	M e r c h a n t H. D. Metallography of eutectic cells in cast iron. «Foun-
dry». 1963, № 2, p. 59-65. Э. И. 1963, № 287.

156.	Morgan A. D. Indentification of slag and dross inclusions in grey
cast iron by examination under the microscope. «BCIRA Journal». 1963, № 1,
p. 20-57.

157.	Motz J. Uber die Kugelgraphitbildung in ubereutektischen Gussei-
senschmelzen. «Giesserei». 1959, № 25, s. 953—957. Э. И. 1960, № 123.

158.	Miihlbcrger H. Volumanderung und Gefugebildimg brim Ku
stallisation von Gusseisen. «Arch. f. d. Eisenh.». 1962, № 10, s. 681 698
159.	Murray W. G. and Pro the гое H. T. Graphite forms in mag-
nesium—treated cast iron. «Brit. Foundryman». 1963, № 6, p. 294—307. Э. И.
1963, № 493.

160.	Neumann F., Schenk H. und Patterson W. Eisen—
Kohlenstoff—Legierungen in thermodynamischen Betrachtung. «Gies, techn.—
wiss. Beih.». 1959, № 23, s. 25—32. Э. И. 1960, № 176.

161.	О r t h K. Jahresbericht 1963 des Institute fiir Giessereitechnik. «Giesse-
rei». 1964, № 11, s. 301—310. Э. И. 1964. № 401.

162.	Owen W. S. and Street B. G. The crystal structure of graphite
in cast irons. «J. Iron and Steel Inst.». 1951, v. 167, № 2, p. 113—116.

163.	Owen W. S. and W i Icook J. Reactions involved in the first—stage
graphitization of Fe—C—Si alloys. «J. Iron and Steel Inst.». 1956, v. 182, № 1,
p. 38—42.

164.	Patterson W. und Amman D. Beitrag zur Kristallisation
des lamellaren Eisen—Graphit—Eutektikums in Gusseisen. «Giess. techn.—wiss.
Beih.». 1959, № 23, s. 1247—1275.

165.	Patterson W. und Amman D. Zur Theorie der Kugelgrap-
hitkristallisation. «Gies, techn.—wiss. Beih.». 1961, № 2, s. 65—70. Э. И. 1961,
№ 288.

166.	Piaskowski J. Wplyw dodatku magnesu na kinetyke grafityzacji
zeliwa bialego w stani’e stalym. «Prace instytutu Odlewnictwa». 1962, XI, № 2,
c. 121—173.

167.	Pomey J. La fonte a graphite diffus de recuit. «Revue de Metallur-
gie». 1958, № 7, p. 627—649. Э. И. 1959, № 37—40.

168.	Rosenstick A. P. von und Bokkerus H. Uber den Nach-
weis von Kernen in Gusseisen mit Kugelgraphit. «Giess. techn.—wiss. Beih.». 1964,
№ 3, s. 149—154.

169.	Sc he i I E. Uber die eutektische Kristallisation. «Giess. techn.—
wiss. Beih.». 1959, № 24, s. 1313—1338.

170.	Sc h e i I E. Uber die Kristallisation des Graphits bei der Erstarrung
des Gusseisens. «Gies, techn.—wiss. Beih.». 1962, № 2, s. 71—77.

171.	Scheil E., S c h rn i d t T. und W tinning J. Ermittlung
der Gleichgewichte von Kohlenoxyd—Kohlensaure—Gemischen mit dem Y'Mi-
schkristall, mit Zementit und mit Graphit. «Arch. f. d. Eisenh.». 1961, № 4, s. 251—
290.

172.	St a delmaier H. H. Uber Spharolithenbildung im MetaHschmel-
zen. «Zeit. f. Metallkunde». 1960, № 10, s. 601—604.

173.	Wilkinson M. P. and H e 1 I a w e e I M. A. Directional freezing
experiments with iron—carbon eutectic alloys. «BCIRA Jouma!». 1963, v. 11,
№ 4, p. 439—450.

174.	Wittmoser A. und Gras W. D. Ober die Zusammensetzung
ciniger Gefugebestandteile in weiss erstarten Eisen—Kohlenstoff—Legierungen.
«Gies, techn.—wiss. Beih.». 1963, № 2, s. 75—88. Э. И. 1963, № 448.

175.	Wittmoser A. und Houdremont E. Beobachtungen
zur Graphitbildung im untereutektischen Gusseisen. «Arch. f. d. Eisenh.». 1956,
№ 4, s. 241—258.
176.	Wyman L. L. and Moore G. A. Quantitative metallographic
evaluations of graphitic microstructures. «Modern Castings». 1963, v. 43, № 1.
New Techn., p. 7--16. Э. И. 1963, № 230.

К разделу второму

177.	Анисович Г. А. и Гринкевич Р. Н. Интенсификация
процесса принудительного охлаждения отливок чугунных станин в литейных
формах. — «Литейное производство», 1964, № 2, с. 15—16.

178.	А р х и п о в А. И. Влияние концентрации кремния и толщины дета-
лей на отбел чугуна, отлитого в металлическую форму.—Металловедение
и термическая обработка металлов. МВТУ, вып. 41, М., Машгиз, 1955, с. 136—
149.

179.	Баринов Н. А. Ннзкокремнистые литейные и передельные чу-
гуны в производстве качественных отливок. — «Литейное производство», 1958,
№ 4, с. 7—10.

180.	Ба у м а н Б. В. Влияние азота на структуру и механические свой-
ства серого чугуна. — «Литейное производство», 1957, № 8, с. 24—26.

181.	Богачев И. Н. и М а ха ни к Г. В. Термокпнетика графито-
образования в сером чугуне.—«Литейное производство», 1963, № 2, с. 18—20.

182.	Бунин К-П-, Ковальчук Г. 3. и Федорова С. А.
Влияние окисления на графитизацию чугуна. — «Литейное производство»,
1957, № 7, с. 15—16.

183.	Буни н К П. и Осада Н. Г. Влияние фосфора на кинетику
кристаллизации чугуна. — «Литейное производство», 1963, № 6, с. 29.

184.	Бу и и н К- П. н К а л и н и н а Л. Г. Кинетика евтектично! кри-
стал1зацн зализо-вуглецевих сплавав.—ДАН УРСР, 1960, №9, с. 1231—1235.

185.	В о л о щ е и к о М. В. Терм1чна обработка високомщного чавуну.
Державне видавництво, техшчноУ литератури УРСР, КиТв, 1961. 97 с.

186.	Гиршович Н. Г. Влияние перегрева при плавке и модифицирова-
нии на свойства серого чугуна. — «Литейное производство», 1960, № 7, с. 26—32.

187.	Г и р ш о в и ч Н. Г. Основные металлургические пороки в отливках
из серого чугуна и меры борьбы с ними. — Борьба с браком и повышение качества
отливок из серого чугуна. ЛДНТП, Л., 1962, с. 6—86.

188.	Гиршович Н. Г. и Иоффе А. Я. Влияние присадки халилов-
ского чугуна на механические свойства отливок при повышенных температурах. —
«Литейное производство», 1955, № 7, с. 1—4.

189.	Г и р ш о в и ч Н. Г. и И е х е и д з и Ю. А. Влияние модифици-
рования на кристаллизацию сплавов. — «Литейное производство», 1962, № 5,
с. 19—25.

190.	Г о л ь д с н 6 е р г Л. И. О качестве доменных литейных чугунов. —
«Литейное производство», 1958, № 9, с. 7—8.

191.	Горев К. В., Проскурина 3. Н. и Шевчук Л. А. Кри-
сталлизация магниевого чугуна под действием ультразвука. —«Литейное про-
изводство», 1961, № I, с. 35—36, 42.

192.	Г о р in к он А. А. и Жаров Н. Т. Влияние влажности ваграноч-
ного дутья на свойства отливок. — «Сталь», 1951, Ne 5, с. 450—456.
193.	Жуков А. А. Некоторые вопросы теории графитизации железо-
углеродистых сплавов. — Изв. вузов. М., изд. «Машиностроение», 1961, № 10.
с. 131—142.

194.	Жуков А. А. Расчет термодинамической активности углерода в спла-
вах железо — углерод — фосфор. — Изв. АН СССР ОТН. Металлургия и топ-
ливо, 1962, № 1, с. 36—41.

195.	Жуков А. А. О влиянии магния на отбел чугуна. —Изв. вузов.
Машиностроение. 1962, № 7, с. 140—146.

196.	Жуков А. А. О классификации структур фосфидной эвтектики
в чугуне. — «Стандартизация», 1965, № 2, с. 27—31.

197.	Иванов Д. П., В а ш у к о в И. А. * и К р е с т ь я к о в В. И.
Вопросы первичной кристаллизации графита в чугуне, модифицированном
редкоземельными металлами. — «Литейное производство», 1963, № 12, с. 26—30.

198.	Каменски Р. Влияние химического состава на микроструктуру
и прочностные свойства отбеленного чугуна. — «Литейное производство», 1962,
№ 11, с. 27—28.

199.	Кириченко В. С. Водоохлаждаемые кокили. М., Машгиз, 1958.
98 с.

200.	К л е ц к и н Г. И. Структура и механические свойства модифици-
рованного чугуна. — «Литейное производство», 1952, № 7, с. 17—22.

201	.Колесниченко А. Г. Теплоизоляционные покрытия кокилей
для тонкостенных чугунных отливок. — «Литейное производство», 1965, № 3,
с. 30—32.

202.	Коцюбинский О. Ю. Остывание отливки плиты в песчаной
форме. — «Литейное производство», 1957, № 3, с. 9—14.

203.	Коцюбинский О. Ю. Захолаживающие свойства формовочных
смесей с чугунной стружкой и дробью. — «Литейное производство», 1959, № 9,
с. 42.

204.	Коцюбинский О. Ю. н Зальцман Э. С. Регулирование
охлаждения отливок. —«Литейное производство», 1963, № 11, с. 22—25.

205.	К р и ш т а л М. А. и Т и т е п с к и й Э. Г. Модифицированные
ковкие чугуны с высоким содержанием хрома. — «Литейное производство».
1960, № 9, с. 33—35.

206.	Куртов И. Ф. Изотермическая обработка серого чугуна. — «Авто-
мобильная промышленность», 1946, № 4, с. 10—14.

207.	Ланда А. Ф. Графитизация чугуна. М., Машгиз, 1946. 78 с.
Щ 208. Ланда А. Ф. Номограмма для расчета состава, структуры и свойств
чугуна. — «Литейное производство», 1952, № 8, с. 19—20.

209.	Л е в н Л. И. Об одной из главных причин «наследственных» свойств
литейного доменного чугуна. —«Литейное производство», 1962, № 7, с. 27—29.

210.	Ленинских Б. М. и Есин О. А. Влияние элементов, раство-
ренных в чугуне, на активность магния при модифицировании. — «Литейное
производство», 1964, № 2, с. 23—25.

211.	Луза н П. П. Микроструктура магниевого чугуна, содержащего
мышьяк. — «Литейное производство», 1964, № 10, с. 7—8.

212.	Л ю б ч е н к о А. П., Можаров М. В., Шерман Д. Г. и др.
Микрораспределение в чугунах элементов, изменяющих огранку кристаллов
544
графита. — Физика металлов и металловедение, М., АН СССР, I'h.i • I*
выл. 4, с. 564—572.

213.	Малиночка Я. Н. Некоторые «аномалии» макро- и мпь|.» . ц .
туры чугунных отливок. — «Литейное производство», 1963, № 12, »	' 'Т.

214.	Малиночка Я- Н., Маслен ков С.Б. и Егоршии j I И
Исследование микроликвации кремния в чугуне с помощью электронного «« •»» i>
«Литейное производство», 1963, № 1, с. 22—25.

215.	Малиночка Я. Н. и Осада Н. Г. О структуре фосфп ш-п
эвтектики в чугуне. — «Литейное производство», 1960, № 7, с. 21—24.

216.	М а л и н о ч к а Я. Н. и Яценко А. И. Влияние мытниы
на кристаллизацию чугуна. —«Литейное производство», 1960, Хе 5, с. 29 л?

217.	М и т и ч еЪ И. В. Производство крупных отливок с принудительным
воздушным охлаждением формы. — «Литейное производство», 1957, №9, с. 11- !ь

218.	Нехендзи Ю. А. и Оболенце в Ф. Д. Получение здоровых
термических узлов в стальных отливках. — «Литейное^производство», 1951.
№ 6, с. 15—19.

219.	Н и ко л аса Г. Н. Изотермическое превращение переохлажденного
аустенита в серых чугунах. Труды МАМИ, М., Машгиз, 1956, с. 129—145.

220.	Петриченко А. М. Тонкостенные кокильные отливки. Москва—
Киев, Машгиз, 1957. 163 с.

221.	Попов А. Д., Со минский 3. А., X а х а л и и Б. Д. и др.
Непрерывное литье чугуна. Москва—Свердловск, Машгиз, 1961. 111 с.

222.	П р о н м а н И. М. Влияние электронного облучения на графитиза-
цию белого чугуна. — «Литейное производство», 1960, № 4, с. 30—35.

223.	Радд л Р. У. Затвердевание отливок. М., Машгиз, 1960. 391 с.

224.	Сенкевич В. Ф. Эвтектоидное превращение в чугунах. — Фазо-
вые превращения в железоуглеродистых сплавах. Москва—Свердловск, Машгиз,
1950, с. 121—134.

225.	Сергиевский Б. П. и Храпов А. Я. Влияние качества
исходных чугунов на свойства литья. — Изв. вузов МВО СССР. Черная ме-
таллургия, 1959, № 9, с. 141 — 144.

226.	Смеляков Н. Н. Армированные отливки. М., Машгиз, 1958.
166 с.

227.	Соболев Б. Ф. Модифицирование и искусственное старение ков-
кого чугуна. М., Машгиз, 1956. 80с.

228.	Т а в а д з е Ф. Н. и Б а и р а м а ш в и л и И. А. Влияние
вакуумной плавки на рост чугуна. — «Литейное производство», 1955, № 12,
с. 23.

229.	Тихонов Г. Ф. Определение критического интервала Ai для
ковкого чугуна. — «Литейное производство», 1959, № 1, с. 42—43.

230.	Тодоров С., Стаме нов С. и Николов М. Относно
компа кт ността на графннте включения в отливките от темперуван чугун. Науч ни
трудове, т. VI, Земиздат, София, 1964, с. 75—84.

231.	Т р о in и и Ф. С. Влияние химического состава чугуна на внутрен-
ний отбел поршневых колец индивидуального литья. — «Литейное производство»,
1964, № 11, с. 22—25.

232.	X в о р и и о в Н. Затвердевание отливок. М., ИЛ, 1955. 141 с.

35 Н. Г. Гиршович 707	>4 >
233.	X и н ч и н А. С. Сокращенные режимы охлаждения среднего и круп-
ного литья. ЦИТЭИН, тема 2, М-59-463/41, М. 1959. 24 с.

234.	Храпов А. Я. и Чернобровкин В. П. Влияние модифика-
торов на поверхностное натяжение чугуна. — Изв. вузов. Черная металлур-
гия, 1958, № 3, с. 42—52.

235.	Чернобровкин В. П. Комплексный метод исследования свойств
металлов. — «Литейное производство», 1957, К? 5, с. 22—25.

236.	Чернобровкин В. П., Ананьин А. А., Добры-
ч е н ь А. А. и др. Сравнительная оценка литейных чугунов заводов Урала. —
«Литейное производство», 1961, № 5, с. 8—10.

237.	Черновол А. В. иТаран Ю. Н. О модифицировании чугуна
цинком. — «Литейное производство», 1963, № 4, с. 19—20.

238.	Ша н г а р и н В. Д. и Шурыгин П. М. Кинетика легирования
литейного чугуна и стали присадками чистых металлов и ферросплавов. —
«Литейное производство», 1964, № 7, с. 19—21.

239.	Шенк Г. и Ф р о б е р г М. Г. Изменение активностей в двухком-
понентных растворах при добавке других элементов. — Физико-механическне
основы металлургических процессов, М., Металлургиздат, 1964, с. 227—246.

240.	Юргенсон А. А. Азотирование в энергомашиностроении. Л.—М.,
Машгиз, 1962. 132 с.

241.	Barton R. The influence of alloying elements in cast iron. «BCIRA
Journal». 1960. v. 8, № 4, p. 567—585.

242.	В e г г у I., Kondic V. and Martin G. Solidification times
of simple shaped castings in sand moulds. «Modern Castings». 1959, v. 36, № 2,
p. 39—66.

243.	Blane G. Les gaz dans les alliages de fonderie. «Fonderie». 1961, № 186,
p. 251—271.

244.	Boyes J. W. «Black line» in chilled iron castings. «BCIRA Journal».
1962, № 4. p' 496—500. Э. И. 1962, № 430.

245.	Boyes J. W. and Fuller A. G. Chill and mottle formation in
cast iron. «BCIRA Journal». 1964, № 4, p. 424—472.

246.	Bungart K„ Kunze F. und Horn E. Untersuchungen uber
den Aufbau des Systems Eisenchrom—Kohlenstoff. «Arch. f. d. Eisenh.». 1958,
№ 3, s. 193—203.

247.	Christ R. J. and О’ В r ie n M. J. Inverse chill in ductile iron.
«Modern Castings». 1963, v. 43, № 2. New Techn.. p. 75—80. Э. И. 1963, №298.

248.	Cox G. J. The ferritisation of S. G. cast iron by the controlled—cooling
process. «Metallurgia». 1961, № 381, p. 15—21. Э. И. 1961, № 426.

249.	C z i k e I J. und Liesenberg O. Das Gefuge von Gusseisen im
Bereich kleiner Wanddicken. «Freiberger Forschungsnefte». В 24—1. 1957, I Teil,
s. 176—197.

250.	Dawson J. V., Bach В. B. and Smith L. W. L. The in-
fluence of hydrogen in the titanium—CO2 process. «J. Res. and Development BCIRA».
1956, № 6, p. 249—258.

251.	D о п о h о С. K. Molten cast iron for treating to produce ductile iron.
«Modern Castings». 1964, v. 46, № 4, p. 608—610.
252.	D г a p a 1 S. Eutectoide Umwaldung von Austenit in Gusseisen und
Temperguss. «Gies, techn.—wiss. Beih.». 1963, № 2, s. 89—97. Э. И. 1963, № 449.

253.	Elliott J. F. and G I e i s e г M. Thermochemistry for Steel-
making. V. I. Addison—Wesley Publishing Co., Inc. London. 1960, 296 p.

254.	Else G. E., Bassett A. V. and Palmer K B. Spheroidized
phosphides improve mechanical properties of nodular iron containing phosphorus up
to 1.5 per cent. «BCIRA Journal». 1960, № 4, p. 517—533. Э. И. 1960,
№ 383.

255.	Form G. W. and Wallace J. E. How cupola charge material
affects gray iron structure and properties. «Foundry». 1962, № 9, p. 66—69, № 10,
p. 58—61. Э. И. 1963, № 78.

256.	Fuller A. G. Effect of superheating on chill and mottle formation.
«BCIRA Journal». 1961, № 5, p. 693—716. Э. И. 1962, № 13.

257.	Fuller A. G. Effect of aluminium on chill and mottle formation.
«BCIRA Journal». 1963. № 1. p. 111—119. Э. И. 1963. № t«9.

258.	Garber S. The influence of sulphur, selenium and tellurium on gra-
phite formation in an Fe—C—Si alloys. «J. Iron and Steel Inst.». 1955, v. 181, p. 4,
dec. p. 291—302.

259.	G i t t us J. H. The production of ferrite in spheroidal graphite cast
iron by heat—treatment. «Iron and Steel». 1957, № 13, p. 603—607, № 14. p. 639—
641.

260.	G i t t u s J. H. The inoculation of solidifying iron and steel castings
by means of vibration. «J. Iron and Steel Inst.». 1959, v. 192, p. 2, p. 118—131.

261.	G 1 о v e г T. J. Acicular irons containing tungsten. «BCIRA Journal».
1964, № 6, p. 738—748.

262.	Hughes J.C. H. and Harrison G. The combined effects of
lead and hydrogen in producing Widmanstatten graphite in grey cast iron. «BCIRA
Journal». 1964, № 3, p. 340—360.

263.	Hughes J. С. H. and Oldfield W. Inverse chill in grey cast
iron. «BCIRA Journal». 1962, № 4, p. 475—495. Э. И. 1962. № 417.

264.	Jellinghaus W. GefGgeander ungen in Gusseisen durch Warmebe-
handlung im festen Zustand. «Gies, techn.—wiss. Beih.». 1961, № 1, s. 1—17.
Э. И. 1961, № 177.

265.	J e I 1 e у R. and Humphreys J. G. How to estimate cupola
metal composition by means of cooling curves. «BCIRA Journal». 1961, v. 9, № 5,
p. 622—631. Э. И. 1962. № 2.

266.	J i taka J. and I mono J. Equilibrium diagram of the system
Fe—C—Si. «J. Japan Foundrymen’s Soc.». 1959, v. 31, № 3, p. 165—171.

267.	Jolley G. and Belk J. A. Microsegregation in nodular cast iron
and its relationship to mechanical properties in different section sizes after various
heat—treatment. «BCIRA Journal». 1964, № 5. p. 651—666.

268.	Jones T. Mold—or «instant» inoculation. «Foundry Trade Journal».
1965. № 2511, p. 78—86.

269.	Kaya ni a N. Effect of oxides on the structure of gray cast iron. «Rep.
Cast. Res. Lab.». 1954. № 5, p. 14—18.

270.	К i in i о M. Influence of nitrogen of cast iron. «J. Iron and steel Inst.
Japan». 1955. v. 41. № 3.

35х	547
271.	К б n i g е г A. und Odendahl М. Betrachtungen uber Gasge-
halte in geldster und gebundener Form in Eeisen—Kohlenstoff—Gaslegierungen.
«Giess. techn.—wiss. Beih.». I960, № 28, s. 1545—1555. Э. И. 1960, № 330.

272.	Laplanche H. The Maurer diagram and its evolution and a new
structural diagram for cast iron. «Foundry Trade J.». 1948, № 1669, p. 191—198,
№ 1670, p. 225—230, № 1671, p. 249—254.

273.	Lohberg K. und Schmidt W. Die Eisenecke des Systems
Eisen—Aluminium—Kohlenstoff. «Arch. f. d. Eisenh». 1938, № 11, s. 607—614.

274.	Lop per C. R. and Takizawa N. Spheroidal graphite develop-
ment in white cast irons. «Modern Castings». 1964, v. 46, № 3, p. 520—528. Э. И
1965, № 5.

275.	Moore С. T. Bismuth or tellurium additions to supress mottle in -
blackheart malleable iron. «BCIRA Journal». 1962, № 6, p. 683—691. Э. И. 1963,
№ 99.

276.	Morrogh H. and T u t sch P. H. Solidification of Fe—P—C
alloys. «Iron and Steel». 1954, № 7, p. 304—306.

277.	Murphy D. W., Wood W. P. and D’A m i с о C. D. Isother-
mal transformation in gray iron. «Trans. AFA». 1938, v. 46, p. 563—586.

278.	Murray W. G., Lofthouse I. H. and Howard J. The
effect of alluminium additions on the graphitization of white and gray cast irons.
«Brit. Foundryman». 1963, № 10, p. 447—459.

279.	Nelson C. D. and Heine R. W. Effect of additions on graphite
in cast irons. «Modern Castings». 1964, v. 45, № 1, p. 711—732. Э. И. 1964,
№ 210.

280.	Ohno R. Behavior of sulphur in cast iron. «Sc. Reports Res. Inst.
Tohoku Univ.». 1962, A 14, № 6, p. 332—346.

281.	О 1 d f i e I d W. The solidification of hypo—eutectic grey cast iron.
«BCIRA Journal». 1960, v. 8, № 2, p. 177—192. Э. И. 1960, № 244.

282.	Oldfield W. The chill—reducing mechanism of silicon in cast
iron. «BCIRA Journal». 1962, v. 10, № 1, p. 17—27. Э. И. 1962, № 168.

283.	Oldfield W. and Humphreys J. G. Formation of nodular
graphite in hupo—eutectic irons. «BCIRA Journal». 1962, № 3, p. 315—324. Э. И.
1962, № 335.

284.	Patterson W. und D 6 p p R. Betriebsnomogramm Гйг Grau-
guss. «Giesserei». I960, № 7, s. 175—180. Э. И. 1960, № 35.

285.	Patterson W. und G u m p e r t E. von. Versuche zur Deutung der
Wirkung einer Impfung auf Gusseisen. «Giess. techn.—wiss. Beih.», 1959, № 25,
s. 1341—1361.

286.	Patterson W. und S i g g B. Ober den Einfluss der Schmelz-
fiirung im Induktionsofen und der Schmelzbehandlung auf die Eigenschaften von
Gusseisen. «Giess. techn.—wiss. Beih.», 1959, № 25, s. 1363—1383.

287.	Pavlik 1. Pfispevek к vlivu arsenu na strukturu grafitisaci a vlast-
nosti sede litiny. «Slevarenstvi». 1959. V. 7, № 4, s. 159—166.

288.	Pel han C. Einfluss von Schwefel auf die Graphitkristallisation im
Gusseisen. «Giesserei». 1963, № 15, s. 449—453. Э. И. 1963, № 499.

289.	Pel leg J. Antimony treated cast iron. «Modern Castings». 1962,
v. 42, № 2, p. 76—82. Э. И. 1963, № 98.
290.	P i a s к о w s к i J. Effect of test bar diameter on the kinetics of first—
stage graphitization of white cast iron. «J. Iron and Steel Inst.». 1964, v. 202. Ja-
nuary, p. 22—27.

291.	R e d s c h a w H. A., Payne C. A. and Hoskins J. A. Con-
trol of gray cast iron by cooling curve techniques. «Foundry Trade Journal».
1962, v. 113, № 2386, p' 247—257. Э. И. 1962, № 268.

292.	R у § P. Grafitisace tvarne litiny pfi poponlteni. «Slevarenstvi», 1960,
№ 4, s. 141 — 148. Э. И. 1960, № 38.

293.	Sandoz G. White cast iron inoculation effect on graphitization.
«Modern Castings». 1962, v. 41. № 1, p. 61—65. Э. И. 1962, № 267.

294.	Scortecci A. e Stango E. Influenza di piocole qantita di.
As, Sb e Sn sulla struttura e suite propriety della ghisa da fonderia. «Fonderia itai.».
1963, № 6, p. 201—208. Э. И. 1963, № 500.

295.	S e s h a d r i M. R. and Romachandran A. Mold material
thermal properties. «Modern Castings». 1961, v. 40, № 6, p. 66—74.

296.	S у A. de. Graphitizing effect of titanium. «Foundry». 1964, № 2, p. 43—
47. Э. И. 1964. № 276.

297.	Sy A. de und van E e g h e m J. Untersuchung der isothermen Um-
wandlung des mit Kupfer—Chrom und Nickel—Chrom und 0,5% Mo legierten
Gusseisen. «Giesserei». 1957, № 8, s. 189—199.

298.	Trager H. Banitisches Gusseisen mit Kugelgraphit. Klepzig Fach-
bericht. 1962, № 8, s. 305—308.

299.	T u г к d о g a n E. T., Leake L. E. and H a n d с о с к R. A.
Thermodynamics of carbon dissolved in iron alloys. «J. Iron and Steel Inst.». 1955,
v. 179, Ne 1, p. 39—45, № 2, 155-159.

300.	Vo 1 i a n i к N. L’azote dans lesfontes. «Revue de mvtallurgie». 1961,
№ 9, p. 779—787.

301.	V у к 1 i с к у M. e T ii m a H. Krystalisace teclinick/ch slitin Fe—
Al—C voblastiituheho roztoky-a. «Hutnicke listy». 1959, Roc. 14, № 2, s. 118—127.

302.	Walker B. and К о n d i к V. The first stage graphitization of
commercial white cast iron. «J. Iron and Steel Inst.» 1962, № 12, s. 1037—1044-

303.	W i t t m о s e г A. und Schade J. Untersuchung der Estarrungs-
vorgange in Eisen—Kohlenstoff—Gusslegierungen mit Hilfe von kalorimetrischen
Messungen. «Gies, techn.—wiss. Beih.». 1961. № 4, s. 195—201. Э. И. 1962, № 39.

304.	Ziegler R. Einfluss von C, Si, Mn, P, S auf einige primare Eigen-
schaften des Gusseisens mit Lamellengraphit. «Giesserei.». 1964, № 4, s. 85—94.
Э. И. 1964, № 234.

К разделу третьему

305.	Акимов Г. В. Теория и методы исследования коррозии металлов.
М.—Л., АН СССР, 1945. 414 с.

306.	Александров Н. Н. и Клочнев Н. И. Технология полу-
чения и свойства жаростойких чугунов. М., Изд. «Машиностроение», 1964. 171 с.

307.	Баранов А. А. Образование пористости при аустенизации графи-
тизированных железных сплавов. Изв. АН СССР ОТН. — «Металлургия и топ-
ливо», 1962, № 5, с. 96—101.

707	549
308.	Баранов А. А. и Глебова Э.Д. О росте чугуна с шаровидным
графитом. — Изв. вузов. Черная металлургия, 1964, № 4, с. 133—140.

309.	Баранов А. А. и Пр и тома нова М. И. Влияние некоторых
факторов на рост графитизированной стали. — Изв. АН СССР, ОТН. Метал-
лургия и топливо. 1961, № 6, с. 102—106.

310.	Баринов Н. А. Влияние шихтовых материалов и топлива, при-
меняемых при плавке в вагранке на качество получаемого чугуна. — Развитие
ваграночного процесса. М., Машгиз, 1961, с. 14—36.

311.	Бобр о Ю. Г. Жаростойкие и ростоустойчивые чугуны. Москва—
Киев, Машгиз, I960. 170 с.

312.	Богачев И. Н. и Минц Р. И. Кавитационное разрушение
железоуглеродистых сплавов. М., Машгиз, 1959. 111 с.

313.	Ващенко К- И. Химически стойкие отливки из высоколегирован-
ных железоуглеродистых сплавов. М., Машгиз, 1946. 131 с.

314.	Ващенко К- И. и Сумцов В. Ф. Магнитные свойства маг-
ниевого чугуна. —«Литейное производство», 1964, № 7, с. 28—31.

315.	Ващенко К- И., Тодоров Р. П. и Вареник П. А. Твер-
дость и микротвердость ферритного чугуна. — «Литейное производство», 1956,
№ 10, с. 19—23.

316.	Ващенко К- И., Фирсов А. Н., А в р и н с к и й П. В, и др.
Чугун для отливки щелочных котлов. —«Литейное производство», 1960, № 1,
с. 7—10.

317.	В о л п я н с к и й Л. М. Износостойкость чугуна, отлитого в метал-
лические формы. —«Литейное производство», 1951, № 12, с. 23—24.

318.	Гиршович Н. Г. Влияние перегрева при плавке и модифициро-
вании серого чугуна. — «Литейное производство», 1960, № 7, с. 26—32.

319.	Г и р ш о в и ч И. Г. и Иоффе А. Я. Жаростойкие чугуны,
ЛДНТП, 1958. 40 с.

320.	Гиршович Н. Г. и Симановский М. П. О хрупком и
вязком состояниях чугуна с шаровидным графитом. — «Литейное производство»,
1960, № 1, с. 25-30.

321.	Г и р ш о в и ч Н. Г. и Т аг; Оман А. Г. Применение халиловских
чугунов для станочного литья. — «Литейное дело», 1939, № 5, с. 3—5.

322.	Гольденберг Л. И. Природно-легированный чугун — резерв
промышленности. М., изд. «Металлургия», 1964. 112 с.

323.	Гольдштейн Я. Е. и Балаховская Т. Б. Пути повы-
шения качества поршневых колец. Труды УПИ, 1958, № 68, с. 105—116.

324.	Горбульский Г. Ф., Богданов Г. Н. и Виногра-
дов Ю. Г. Метод испытания термической стойкости материалов для металли-
ческих форм. —«Литейное производство», 1964, № 4, с. 27—28.

325.	Гречин В. П. Износостойкие чугуны и сплавы. М., Машгиз, 1961.
128 с.

326.	Гутерман С. Г. и Писаренко Г. А. Влияние температуры
отжига на механические свойства чугуна с шаровидным графитом и перераспре-
деление фосфора. — «Физика металлов и металловедение», 1958, № 2, с. 311—314.

327.	ДавиденковН. Н. и Лихачев В. А. Необратимое формо-
изменение металлов при циклическом тепловом воздействии. М., Машгиз, 1962.
223 с.
328.	Демидова Т. Г. и Кунявский М. Н. Ilvi. |. .............

калка чугуна с шаровидным графитом. —«Литейное производ<*1 им >. н . . j
с. 20—22.

329.	Довга леве кий Я. М. Чугуны с особыми свойствами М М
таллургиздат, 1957. 198 с.

‘	330. Д у б п и к А. А. и Ухабин Г. А. Коленчатый вал ,iли ....

мобиля «Волга». -- «Литейное производство», 1959, № 5, с. 8—12.

331.	Егоренков И. П. О теплосодержании и теплоемкости же. к- • •
и чугуна. — «Литейное производство», 1955, № 7, с. 20—24.

332.	Иванов Н. В. Износостойкость тормозных вагонных колодок.
«Литейное производство», 1952, № 2, с. 25—27.

333.	Иванова В. С. и Одинг И. А. Ползучесть чугуна с глобуляр-
ным графитом. — Изв. АН СССР, ОТН, 1955, № 7, с. 89—92.

334.	Карпов П. М. и Б и д у л я П. Н. Применение низкокремнистых
литейных чугунов в вагранке. — «Литейное производство», 1963, № 5, с. 3—5.

335.	К л е ц к и й Г. И. Получение отливок из высококачественного чугуна
с заданными механическими свойствами. — «Литейное производство», 1952,
Хе И, с. 17—20.

336.	Клочнев Н. И., Древетняк П. П. и Мешков Д. А.
Исследование свойств высокопрочного чугуна с шаровидным графитом в круп-
ных отливках. Труды ЦНИИТмаша, 1960, № 5, с. 14—25.

337.	К о ж и н с к и й Л. И. Исследование механических свойств белого
чугуна и напряжений в нем. — «Литейное производство», 1955, № 4, с. 19—22.

338.	Косна рев А. С., Сидоренко Р. А. и Филиппов А. С.
Технологические и механические свойства низкомарганцовистого ковкого чу-
гуна с шаровидным графитом. — «Литейное производство^, 1963, № 12,
с. 3—5.

339.	Коцюбинский О. Ю.. Ш е в ч у к С. А. и Г и н и Э. Ч. О при-
чине снижения механических свойств чугуна при 150—250°. — «Литейное про-
изводство», 1964, № 8, с. 35—36.

340.	Криштал М. А., Пигузов Ю. В. и Головин С. А.
Внутреннее трение в металлах и сплавах. М., изд. «Металлургия», 1964. 245 с.

341.	К у Д р я в ц е в И. В., Саввина Н. М., Баранова Н. Б.
и др. Конструкционная прочность чугуна с шаровидным графитом. М., Машгиз,
1957, 159 с.

342.	К У п р о в с к и й Б. Б. и Г е л ь д П. В. Теплопроводность и
температуропроводность чугунов. — «Литейное производство», 1956, № 9,
с. 16—18.

343.	Курочкин П. Д. и Рылов Л. И. По поводу ГОСТ 1412—54
из серого чугуна. — «Литейное производство». 1964, № 4, с. 42—45.

344.	Куртов Т. Ф. и С а д и н Н. В. Износостойкость изотерми-
чески закаленного чугуна. — «Литейное производство», 1952, № 12, с. 28—31.

345.	Куртов И. Ф. и С а д и и Н. В. Влияние исходной структуры
и состава иа свойства чугуна после обработки. — «Литейное производство»,
1956, № 4, с. 20 -23.

346.	Лева н о в Н. М. Жслезоч угу иные отливки. М., Машгиз, 1948.
167 с.
347.	Леви Л. И. и Бадер Э. И. О природе хрупкости черносердеч-
ного ковкого чугуна. —«Литейное производство», 1964, № 11, с. 31—33.

348.	Левитан М. М. и Горбунов С. Ф. Термическая обработка
и свойства литых коленчатых валов. — «Литейное производство», 1964, № 12,
с. 13—16.

349.	Левицкий М. П. О температуре поверхности трения твердых тел.—
«ЖТФ», 1949, т. XIX, вып. 9, с. 1010-1014.

350.	Лившиц Б. Г. Физические свойства металлов и сплавов. М., Маш-
гиз, 1956. 352 с.

351.	Л я дек и й В. Б. Исследование износостойкости аустенитных мар-
ганцовистых чугунов. — «Литейное производство», 1960, № 9, с. 36—38.

352.	Мес ь к и и В. С. и Сомин Б. Е. Электротехнические чугуны.
М., ОНТИ, 1935. 136 с.

353.	Ми л ьм а и Б. С. и Александров Н. Н. О жаростойкости
кремнистых чугунов..— «Литейное производство», 1959, № 9, с. 35—37.

354.	Некрытый С. С. и Карпов В. Т. Факторы коррозионной
стойкости чугуна. —«Литейное производство», 1961, № 8, с. 35—37.

355.	Немков П. П. и Габерцеттель А. И. Повышение износо-
устойчивости чугунных деталей путем изотермической закалки. ЛДНТП, Инф.
техн, листок, 1956, № 91. 12 с.

356.	Николаев Г. Н. Влияние термической обработки на механиче-
ские свойства легированных чугунов. — «Вестник Машиностроения», 1948, № 5,
с. 51—54.

357.	Николаич и к Н. П. и Николайчик Е. Н. Отливка чугун-
ных деталей под воздействием ультразвука. — «Литейное производство», 1958,
№ 2, с. 25.

358.	Николайчик Н. П. и Николайчик Е. II. О природе
Х-фазы в чугунных изложницах. — «Литейное производство», 1959, № 7,
с. 37—39.

359.	Носков Б. А. Сварнолигые детали. Труды ХПИ, 1957, т. XI,
вып. 2, с. 25—37.

360.	Обо ле н ц е в Ф. Д. Точность и качество поверхности отливок.
М.—Л., Машгиз, 1962, 152 с.

361.	Палестин С. М. и Крымский Д. М. О связи между толщи-
ной стенок, химическим составом, структурой и механическими свойствами
отливок из серого чугуна.—«Литейное производство», 1964, № 1, с. 27—31.

362.	Писаренко Г. А., Гутерман Г. С., Айзикович Я- И.
и др. Влияние некоторых факторов на механические свойства и структуру ма-
гниевого чугуна для изложниц.— Теория и практика литейного производства.
Москва—Свердловск, Машгиз, 1959, с. 107—116.

363.	Португейс А. В. Влияние фосфора на износ чугунного станоч-
ного литья. —«Литейное производство», 1952, № 2, с. 38—39.

364.	Просвирин В. И. и Моргунов Н. Н. Влияние структуры
стали на относительное затухание крутильных колебаний.—ЦНИИТмаш,
1952, т. 49, с. 48—102.

365.	С е ре д е н к о Б. Н. и Матвеева А. О. Износостойкость
и эксплуатационная надежность высокопрочных чугунов, работающих в абра-
552
зивной среде. - Высокопрочные чугуны. Москва—Киев, M.iiiii и t. I4S-I. . Ни
191.

366.	Сидоров Н. /V Форма графита в чугуне, обрибо|анннм ргл.ии
мельпыми металлами. — «Литейное производство», 1964, № 6. < 7? 7 i

367.	Скор 6 и н с к и н М. Конструирование отливок. Iln.i р» кн цц< п
Ю. А. Нехендзи и А. Н. Соколова. М.— Л., Машгиз, 1961. 574 <•

368.	С к о р ч е л е т т и В. В., Теоретическая электрохимии JI . I 11111 \I.
1963, 608 с.

369.	Смирнов А. И. и Сотников А. А. О .................• ш «.	%

чугунов для отливок гидравлических систем. —«Литейное нрон<нид< н»м-, |%|,
№ 4, с. 25—27, № 6, с. 27—29.

370.	Смирнов А. И. и Бровкина Е. П. Исслсдон.111111’ и мини
стойкости сернистых чугунов. Изв. вузов. Машиностроение, 1965. Ми 7,
с. 154—161.

371.	Справочник. Коррозионная и химическая стойкость материилои 11<»д
ред. Н. А. Доллежаля. М., Машгиз, 1954. 569 с.

372.	Супрун А. С. Влияние серы на механические свойств'! мидифинн
рованного ковкого чугуна. — «Литейное производство», 1959, № 1, с 13 II

373.	Сухарев А. М. Некоторые вопросы получения сварнолитых д< ы
лей из чугуна и стали. Труды ЦНИИТмаша, 1964, № 44, с. 89—95.

374.	Суходольская Е. А. Материалы поршневых колец. Москва
Киев, Машгиз, 1953. 130 с.

375.	Тавадзе Ф. Н. Антифрикционные свойства чугуна в зависимости
от его структуры. — Работы по серому чугуну. Труды Тбилисского химического
института. Тбилиси, 1944, с. 43—82.

376.	Тавадзе Ф. Н. и Б а й р а м а ш в и л и И. - А. Рост серого
чугуна. — «Литейное производство», 1956, № 5, с. 15—18.

377.	Тавадзе Ф. Н. и Б а й р а м а ш в и л и И. А. О природе
Х-фазы. —«Литейное производство», 1958, № И, с. 18—20.

378.	Тавадзе Ф. Н. и Галинкин Б. Е. Влияние термической
обработки на коррозионную стойкость чугуна. Труды ГПИ, № 3, Тбилиси,
1957, с. 120—127.

379.	Тодоров Р. и А л с к и е в а Т. Изменение в строежа и раз-
положението на фосфндиата евтектика при темперуването на чугуните. Русе
Научни Трудове, т. V, Зе.миздат, София, 1963, с. 81—91.

380.	Т у р б о в с к и й М. М. Однородность модифицированного чугуна. —
«Литейное производство». 1962, № 7, с. 22—24.

381.	Ф у к л е в В. А. и Бударин И. Т. Отжигаемость и прочность
ковкого чугуна ваграночной плавки, модифицированного висмутом, бором и
сурьмой. —«Литейное производство», 1963, № 11, с. 42—43.

382.	X р а п к о в с к и й Э. Я. Структура и прочность тонкостенных
отливок из серого чугуна. М., Изд. «Машиностроение», 1965. 116 с.

383.	X у д о к о р м о в Д. II., Федченко А. М. и Русый В. Д.
Влияние структуры перлитного ковкого чугуна на обрабатываемость.—«Ли-
тейное производство», 1964, № 3, с. 38.

384.	Цыпин И. О. Некоторые данные о конструктивной прочности
чугуна. «Литейное производство», 1959, № 3, с. 7—10.
385.	Ц ы п и и И. О., Дурасов П. И. и Вержбицкий Н. Ф.
Производство и применение антифрикционных чугунов в подшипниках. ЦНИИТ-
маш, М., Машгиз, 1955. 44 с.

386.	Чернобровкин В. П. Изменение электросопротивления чу-
гуна в связи с образованием в нем графита. — Физика металлов и металло-
ведение, АН СССР, Свердловск, 1957, т. IV, вып. 3, с. 564—566.

387.	Шапиро 3. Б. Новый кислотоупорный высокопрочный чугун. —
«Литейное производство», 1958, № 5, с. 24—26.

388.	Шапранов И. А. Опыт освоения производства отливок из высоко-
прочного чугуна. ЛДНТП, 1958, № 14. 47 с.

389.	Ушаков А. Д. Износоустойчивость сернистого чугуна. — «Литей-
ное производство», 1956, № 4. с. 19—20.

390.	Юдин С. Б., Р о з е н ф е л ь д С. Е. и Левин М. М. Центро-
бежное литье. М., Машгиз, 1962. 360 с.

391.	Ghise nodulari al silicio acidoresistenti. «Fonderia». 1959, №7, p. 279—
282. Э. И. 1959, вып. 43.

392.	Machinability of iron castings. «Foundry Trade Journal». 1962, № 2401,
p. 729—735. Э. И. 1963, № 104.

393.	Aus der Normung. Austenitisches Gusseisen. «Giesserei». 1965, № 4,
s. 110—112.

394.	Angus H. T. The use of cast iron under conditions of abrasive, dry
and lubricated wear. «BCIRA Journal». 1962, № 1, p. 80—103.

395.	Barnes G. M. Effect of austenizing temperature on the mechanical
properties of hardened and tempered nodular iron. «BCIRA Journal». 1964, № 3,
p. 327—339. Э. И. 1964, № 356.

396.	Barton R. Special cast irons. «BCIRA Journal». 1960, № 6, p. 857—
882. Э. И. 1961, № 64.

397.	Baruch T. R., Stone A. J. and Lown ie H. W. Influence
of copper on properties of ductile iron. «ModernCastings». 1964. v. 45, № 1, p. 699—
710. Э. И. 1964, № 207.

398.	Bernstein J. Boron—carbide additions to cast iron. «Foundry
Trade Journal». 1963, №2422, p. 593—599, №2423, p. 623—629. Э. И. 1963,
№ 374.

399.	Blanc G. et Volianik N. Amelioration de I’usinabilite par
traitment de la fonte liquide a 1 ’aid d’un barbotage d’azote. «Fonderie». 1961, № 180,
p. 3—10. Э. И. 1961, № 167.

400.	Borchers H. und H a b e г 1 G. EinBuss von Hartetemperatur
und Hartezeit auf die Abschreckharte von Gusseisen mit lame Harer und spharo-
lithischer Grafitausbildung. «Giess. techn. wiss. Beih.». 1961, № 2, s. 85—95. Э. И.
1961, № 306.

401.	Boyes J. W. Room and elevated temperature mechanical properties
of 30 per cent chromium cast irons. «BCIRA Journal». 1963, № 6, p. 715—731. Э. И.
1964, № 93.

402.	Boyes J. W. Exploratory study of 30% chromium cast irons with
stable austenitic matrices. <&rit. Foundryman». 1964, v. 57, № 3, p. 116—127.
Э. И. 1964, № 277.
403.	Boyes J. \V. and Phelps R. E. Hot hardness । h (< in *
of high chromium cast irons. «BCIRA Journal». 1964, № 1, p. 54—63. • li I'M
№ 182.

404.	Bradik J. Litina na vlozky valcu spalovacich motoni. «М. % ли»,
stvi». I960, Vlll, № 3, p. 103-110. Э. И. 1960, № 250.

405.	В r i g g s J. L. und Kron M. Molybdan in Gusseisen mil hurl
graphit. «Giesserei—Praxis». 1965, № 3, s. 47—53, № 4, s. 72—80.

406.	Carden R. L. M. Effect of composition on the density of cast non
«BCIRA Journal». 1962, № 3, p. 325—332. Э. И. 1962, № 336.

407.	Collins H. H. Graphitic corrosion of cast iron. «BCIRA. Journal .
1962, № 5, p. 543—550, Э. И. 1963, № 10.

408.	Collins H. H. Corrosion resistance of cast irons. «BCIRA Journal».
1963, № 5, p. 589—595. Э. И. 1963, № 552.

409.	Cottrell A. H. The ultimate mechanical properties of solids. «Jour-
nal Birmingham Metallurg. Soc.». 1964, v. 44, № 1, p. 2—11. Э. И. Металловедение
и термообработка. 1964, № 214.

410.	Cox G. J. Der Einfluss der Zusamensetzung auf Gefiige und mecha-
nischen Eigenschaften von Gusseisen mit Kugelgraphit im Gusszustand und gegluh-
ten Zustand. «Giesserei». 1963, № 4, s. 93—98. Э. И. 1963, № 281.

411.	Cz i ke I J. und Мй nc h H. Einfluss isothermen VergGtung beim
Gusseisen auf sein Verschleissverhalten. «Freiberger Forschungshefte». 1956, Bd. 11,
s. 156—172.

412.	Day W. E. Copper as an alloy in iron castings. «Modern Castings».
1962, v. 42. № 5, p. 87—98.

413.	D e с г о p M. Le magnetisme des fontes. «Fonderie». 1963, № 209,
p. 244—256. Э. И. 1963, № 482.

414.	Decrop	M.	Fontes a teneur moyenne en	manganese. «Fonderie».

1963, №211, p. 330—338.

415.	D e t r e z	M. P.	Additions de Fe—Si—Zr a	la fonte	grise liquide.

«Fonderie». 1958, №	151,	p.	374—384. Э. И. 1959, вып.	4. № 15.

416.	E n d i e г	M.	et	H a 1 1 о t L. La fabrication et les	proprietes des

fontes a graphite spheroidal. «Metaux». 1958, № 393, p. 212—227.

417.	Ferry M. Influence de la temperature de coulee sur les caracteristiques
mdcaniques des fontes grises non alliees, coulees en sable. «Fonderie». 1956, № 127,
p. 306—320.

418.	Fuller A. G., Emerson P. J. and Rew R. Sonic testing.
A simple поп-destructive test for verifying casting quality. «BCIRA Journal».
1963, № 3, p. 358—375. Э. 11. 1963, № 405.

419.	Geilenberg H. Untersuchung des Einflusses der chemischen
Zusammensetzung auf mechanische Eigenschaften von Gusseisen mit Hilfe der
Regressionsanalyse. «Giesserei». 1961. № 19, s. 568—571. Э. И. 1961, № 18.

420.	G i a no I a C. Div Bedeutung der elastischen Eigenschaften von Ku-
gelgraphitguss Гиг den Maschinenbnu. «Giesserei». 1958, № 9, s. 210—219. Э. И.
1958, вып. 29.

421.	Gilbert G. \. J. The components of strain due to deformation of
the matrix and due to volume changes in a flake graphite cast iron under uniaxial
stress. «3C1RA Journal». 1963, № 4, p. 512—524. Э. И. 1963, № 492.
422.	Gilbert G. N. J. Variations of the microstructure of a flake grap-
hite cast iron after stressing in tension and compression. «BCIRA Journal». 1964,
№ 1, p. 31—47. Э. И. 1964, № 181.

423.	Gilbert G. N. J. The stress/strain properties of nodular cast irons
in tension and compression. «BCIRA Journal». 1964, № 2, p. 170—193. Э. И. 1964,
№ 322.

424.	Gilbert G. N. J. Tensile properties of cast irons at —269° C. «BCIRA
Journal». 1964, № 4, p. 473—478.

425.	Gilbert G. N. J. and Palmer K B. Tensile and fatigue tests
on hardened and tempered nodular irons. «J. Research and Development BCIRA».
1955, № 11, p. 604-615.

426.	Gilbert G. N. J. and White D. G. Mechanical properties of
nodular irons heat treated to obtain ferritic and tempered martensitic structures.
«BCIRA Journal». 1963, v. 11, № 2, p. 199—222. Э. И. 1963, № 310.

427.	Glover T. J. Growth of cast irons in atmospheres of carbon dioxide
and carbon monoxide. «BCIRA Journal». 1963, №6, p. 782—793. Э. И. 1964, № 95.

428.	Goth J. W. Molybdenum — bearing nodular irons. «Foundry», 1964,
№ 5, p. 66—71. Э. II. 1964. № 390.

429.	Gries H., В ack h aus H. und Borchers H. Untersuchun-
gen Ober das Bruchdehnungsverhaltcn verschiedener Gusseisensortcii mit lamellarer
Graphitausbildung. «Giess. techn.—wiss. Beih.». 1962, № 3, s. 127 -134. Э. И.
1963, № 3.

430.	G r i I 1 i a t J. Aspect metal lurgique de la production, du controle et
de Futillisation des fontes blanches martensiques au nickel—chrome «Ni—hard».
«Fonderie». 1963, № 208, p. 219—227. Э. И. 1963, № 494.

431.	Grundig W. Forshritte im Giessereiwesen im 2 Halbjahr 1956.
«Stahl und Eisen». 1957, № 14, s. 945—946.

432.	Heine J. Malleable iron resist high temperature. «Foundry». 1959,
№8, p. 94—96.

433.	Hughes J. С. H. and Barton R. Elevated temperature pro-
perties of austenitic cast irons. «Eng. Mater, and Design.» 1963, v. 6, № 6,
p. 422—425. Э. И. 1963, № 389.

434.	Kamensk^ R. Vliv chemickeho slozeni, na pevnostne vlastnos-
ti tvrzene litiny. «Slevarenstvi». 1961, IX, № 12, s. 466—472. Э. И. 1962,
№ 130.

435.	К 6 n i g e r A. Die magnetichen Eigenschaften von Gusseisen in Abhan-
gikeit von Begleitelementen, Gefiigeausbildung und Temperatur. «Giesserei». 1959,
№ 9, s. 216—228. Э. И. 1959, вып. 35. № 139.

436.	К о r i t t a J., e L 6 b 1 K- Odelnost §ede a tvame litiny proti tepel-
n^m razum. «Slevarenstvi». 1961, IX, № 1, s. 6—7. Э. И. 1961, № 129.

437.	Lamb A. D. and Garden R. L. Influence of casting skin on
machinability. «BCIRA Journal». 1963, № 3, p. 344—357.

438.	Levi M. A. Fontes resistantes a la chaleur. «Fonderie». 1958, № 152,
p. 412—420. Э. И. 1959, вып. 7. № 25—28.

439.	Lohberg K-, Orths K- und Weis W. Untersuchung iiber
den Einfluss des Sluerstoffs nach Menge und Bindungsform auf die Eigenschaften
556
von Gusseisen mit Lamellengraphit. «Giess. techn.—wiss. Beih.» 1964, №1, s. 15
34. Э. И. 1964, № 301.

440.	Maitland R. J. and Hughes J. С. H. The influence of silicon
content on the growth and scaling resistance of cast iron with nodular graphite.
«BCIRA Journal». 1958, № 5. p. 203—223. Э. И. 1958, вып. 44. № 171 — 174.

441.	Mann G. Zunderfestes Al- und Si-legiertes Gusseisen. VEB. Verlag
Berlin 1955, 144 s.

442.	Margerie J. C., Decrop M. et Coppelani J. Contribu-
tion a Г etude de la resistance des fontes au choc thermique. «Fonderie». 1962, № 201,
p. 404—420. Э. И. 1963, № 121.

443.	Moore С. T. Effect of carbon, silicon and phosphorus on tensile and
impact properties of ferritic blackheart malleable iron. «BCIRA Journal». 1961,
№ 3, p. 385—405. Э. И. 1961, № 307.

444.	Morrogh H. and Gilbert G. N. J. Verformungs- und Tren-
nungsbruch im ferritischen Kugelgraphitgusseisen. «Giesserei». 1956, p. 312—319.

445.	Mu h I berger H. Ober die statischen und dynamischen Festigkei-
teigenschaften von Gusseisen mit Kugelgraphit. «Giesserei». 1960, № 22, s. 614—
622. Э. И. 1961, № 67.

446.	Mukai S. Impact properties of cast irons. «Journal Japan Foundry-
men’s Soc.». 1964, № 7, p. 635—647.

447.	Namur R. La comportement mccanique des fontes grises. «Fonderie
beige». 1961, № 2, p. 33—44.

448.	Norman T. E., Solomon A. and Doane D. V. Marten-
sitic white irons for abrasion resistant castings. «Modern Castings». 1959, v. 35,
№ 4, p. 104—118. Э. И. 1959, вып. 38. № 149-152.

449.	Orths K. Zur Kenntnis der Auswirkungen von Schmelzfiihrimg auf
einige Fehlcrcrscheinungen und die mechanischen Eigenschaften von Gusseisen
«Giesserei». 1960,‘№ 22, s. 595—608. Э. И. 1961, № 65.

450.	Palmer K B. Creep tests on a flake graphite cast iron at 400° C.
«Journal of Research and Development». 1959, № 14, p. 839—842. Э. И. 1960,
№92.

451.	Palmer К. B. The thermal and electrical conductivities of ductile
cast iron and several grey cast irons by J. II. Brophy and M. J. Sinnott. «BCIRA
Journal». 1960, № 2, p.'266—272.

452.	Patterson W. Wanddickeneinfluss als Forschungsproblem. «Giesse-
rei». 1964, № 6, s. 133—141. Э. И. 1964, № 307.

453.	Patterson W. und В r e n d H. Einfluss mechanischer Schwin-
gungen auf Kristallisation und Eigenschaften von Gusslegierungen. «Giess.
techn.—wiss. Beih.». 1963, № 3, s. 437—159. Э. И. 1964, № 66.

454.	Patterson W. und D 6 p p R. Die Obvrflachenhartung von
gegossenen. Eisenwerkstoffen. «Giesserei». 1960, № 5, s. 105—112.

455.	Patterson W. und Корре VV. Das spezifische volumen von
Eisen Kohlenstoff—Siliziiini—Lcgivningrn. «Giess. techn.-wiss. Beih.» 1962, № 4,
s. 213—224. Э. И. 1963. № I3O.

456.	Pavlik I. Studium taviciho pochodu v kuplovne z hlcdiska jakosti
strusky a jvjiho vlivu na jakost litiny. «Slcvarenstvi’». 1959, VII, №3, s. 121-126.
Э. И. 1959, вып. 28 № 109-112.
457.	Р е 1 1 e g J. Influence of silicon on ductile cast iron. «Modern Castings»,
1963, v. 43, № 3, p. 108—116. Э. И. 1963, № 322.

458.	Petschauer K. Reparatur schweissung von Stahlwerkskokillen.
«Giesserei-technik». 1958. № 6, s. 123—128. Э. И. 1958, вып. 34. № 134.

459.	P 1 cn ar d E. R6le du graphite dans les fontes grises soumises a des
contraintes de traction. «Fonderie». 1962, № 191, p. 1—15. Э. И. 1962, № 212.

460.	Plenard E. Cast iron domping capacity, structure and property
relations. «Modern Castings». 1962, v. 41, p. 144—151. Э. И. 1962, № 425.

461.	P l ё n a г d E. Relations entre la capacite d’amorttssement, la structure
et diverses proprietes mecaniques des fontes. «Fonderie». 1962, № 201, 389—403.
Э. И. 1963, № 120.

462.	Plenard E. et Sciama G. Contraintes et deformations dans
la fonte grise soumise a des efforts de flexion. «Fonderie». 1963» № 204, p. 63—79.
Э. И. 1963, №311.

463.	Piesinger A. Les nouveaux alliages refractaires developpes en
Tchecoslovaquie. «Fonderie». 1959, № 157, p. 75—89. Э. И. 1959, вып. 37, № 145.

464.	Pluhaf J. Karbidicke faruvzdorne slitiny feleza a hliniku. Pro-
blcmy a vyhledy, naSeho hutnictvi a slcvarenstvi SNTL. Praha, 1956.

465.	Prytherch J.G. and Gilbert G. N. J. Effect of tin on the
mechanical properties of pearlitic nodular iron. «Foundry Trade Journal». 1961,
№ 2306, p. 197—206. Э. И. 1961, № 178.

466.	Rajakovics E. Einfliisse der Pruf bed ingungen inslesonders der
Probenforrn und Probenlage auf die Schlagbiegezahigkeit von Gusseisen mit
Lamellengraphit. «Giesserei», 1964, № 16, s. 457—463. Э. И. 1964, № 478.

467.	Rauch А. Н.» Peck J.B. and Me C u I I о u g h E. M. Ductile
iron as—cast and annealed tensile properties. «Modern Castings». 1959, v. 35, № 3,
p. 111—116. Э. И. 1959, вып. 34. № 133.

468.	Reifferscheid K. J. und Trager H. Ober den Einfluss
hoherer Temperaturen auf die Festigkeitseigenschaften von ferritischem und per-
litischem Gusseisen mit Kugelgraphit. «Giess. techn.—wiss. Beih.». 1963, № 2,
s. 99—105. 3. И. 1963, № 450.

469.	Rolland P. et Plenard E. Mesure du module d’elasticite par
diverses methodes et comparison des resultats. «Fonderie». 1956, № 131, p. 477—495

470.	Rutkowski J. Uber die Warmebehandlung von Gusseisen mit
Kugelgraphit. «Freiberger Forschungshefte». 1957, B. 24 II, s. 341—371.

471.	Sy A. de and van E e g h e m L. A study of the machinability
of gray iron. «Foundry». 1961, № 9, p. 78—81. Э. И. 1962, № 74.

472.	Thieme J. Der Einfluss einer Vakuumbehandlung auf unter atmo-
spharischen Bedingungen erschmolzenes Gusseisen. «Giesserei». 1963, № 20, s. 602—
609.

473.	Thorneycroft D. R. Welding of spheroidal graphite iron.
«Foundry Trade Journal». 1963, № 2420, p. 535—543. Э. И. 1963, № 390.

474.	T u r n b u I I G. K. and Wallace J. F. Molybdenum effect on
gray iron elevated temperature properties. «Modern Castings». 1959, v. 35, p. 81—92.
Э. И. 1959, выи. 22. № 85—88.

475.	Tyszo Z. M. La fonte non magnetique. «Fonderie». 1957, № 140,
p. 411—420. Э. И. 1958, вып. 3. № 11.
476.	Vishnevsky C. and Wallace J. E. Effect of heat treat-
ment on impact properties of ductile iron. «Modern Castings». 1963, v. 43, № 6-
p. 290—295. Э. И. 1963, № 429.

477.	V у к 1 i с к у M., Pzenosil В. e Tuma H. Oxydace slitin
Fe—Al—C. «Hutnicke listy». 1958, № 13, C. G. S. s. 490—496.

478.	Wagner K- und Friedrich W. tiber den Einfluss verschic-
dener Impfmittel auf die mechanischen Eigenschaften von induktiv erschmolze-
nen Gusseisen. «Giesserei». 1964, № 8, s. 221—227. Э. И. 1964, № 333.

479.	Weber G. Vergleichende Untersuchungen uber die spanendc Bearbei-
barkcit von Temperguss. «Giesserei». 1962, № 2, s. 29—43. Э. И. 1962, № 199.

480.	White D. G. Growth and scaling characteristics of cast irons with
undercooled and normal flake graphite. «BCIRA Journal». 1963, v. U, № 2, p. 223—
230. Э. И. 1963, № 299.

481.	W h i t t а к e r J. A. and Brandes E. A. Corrosion resistance
of cast irons. «Foundry». 1962, № 4, p. 70—73. Э. И. 1962, № 319.
ОГЛАВЛЕНИЕ

Введение ........................................................... 3

РАЗДЕЛ ПЕРВЫЙ
ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И ГРАФИТИЗАЦИИ ЧУГУНА

Глава I. Термодинамика Fe—С сплавов, их компоненты и основные
элементарные фазы................................................... 5

1.	Диаграмма состояния Fe—С сплавов........................... 6

2.	Растворимость и активность углерода в растворах с железом	9

3.	Компоненты Fe -С системы.................................. 13

4.	Твердые растворы.......................................... 15

5.	Карбиды железа........................................... 16

6.	Графит................................................... 20

7.	Несовершенства строения кристаллических	фаз............ 24

8.	Жидкие растворы........................................... 26

Глава II. Общие положения теории кристаллизации.................... 31

9.	Тепловые основы кристаллизации в простейших условиях ,33^

10.	Образование зародышей................................... \36

11.	Скорость и форма роста кристаллов ...	............ *3

12.	Кинетика объемной кристаллизации......................... 46

Глава III. Термодинамика, кинетика и механизм графитизации чу-
гуна .............................................................. 52

13.	Термодинамика процесса графитизации...................... 53

14.	Образование зародышей графита, их природа и местораспо-
ложение .............................................’	.	57

15.	Кинетика графитизации и ее узкое звено................... 68

16.	Формообразование графита................................. 79

17.	Общее уравнение графитизации............................. 91

Глава IV. Формирование и оценка структуры	чугуна.............. 93

18.	Кристаллизация первичных фаз.............................. —

19.	Кристаллизация эвтектики................................. 96

20.	Процессы перекристаллизации............................. 104

21.	Оценка эвтектического и аустенитного	зерна ............. 109

22.	Оценка металлической основы............................. 112

23.	Оценка графита и других неметаллических	включений. ... ИЗ

24.	Оценка степени графитизации............................. 114
РАЗДЕЛ ВТОРОЙ

ВЛИЯНИЕ РАЗНЫХ ФАКТОРОВ НА КРИСТАЛЛИЗАЦИЮ И ГРАФИТИЗАЦИЮ
ЧУГУНА

Глава V. Влияние химического состава............................. 116

25.	Механизм влияния элементов............................... —

26.	Влияние углерода и кремния............................. 122

27.	Влияние марганца и серы................................ 135

28.	Влияние фосфора........................................ 142

29.	Обобщенные данные по влиянию обычных элементов......... 147

30.	Влияние специальных элементов ......................... 151

31.	Влияние газов.......................................... 164

32.	Общие выводы........................................... 170

Глава VI. Влияние жидкого состояния.............................. 178

33.	Влияние перегрева и выдержки чугуна в жидком состоянии —
34. Влияние модифицирования и прочих методов обработки чугуна

в жидком состоянии и в процессе кристаллизации......... 183

35.	Влияние шихтовых материалов и условий плавки ......	196

Глава VII. Влияние фактора времени.................................. 202

36.	Теплотехнический анализ продолжительности кристаллизации
и скорости остывания.......................................... 203

37.	Общая характеристика влияния фактора времени на структуру
чугуна.......................'................................ 208

38.	Особенности влияния технологических	факторов.............. 213

39.	Неоднородность и анормальность структуры в связи со ско-
ростью охлаждения............................................. 221

Глава	VIII. Влияние термической обработки....................... 229

40.	Процессы отжига........................................... 230

41.	Процессы нормализации, закалки и отпуска.................-	246

Глава	IX. Структурные диаграммы для чугунных	отливок...........	252

42.	Диаграммы для белого, половинчатого и серого чугуна при
литье в песчаные формы........................................ 253

43.	Диаграммы для белого, половинчатого и серого чугуна при
литье в металлические формы................................... 263

44.	Диаграммы для высокопрочного чугуна...................... 264

РАЗДЕЛ ТРЕТИЙ

СВОЙСТВА ЧУГУНА

Глава X. Общая характеристика механических свойств чугуна и
принципиальное влияние его структуры..................................... 267

45.	Диаграммы деформаций и механического состояния............	270

46.	Чувствительность к надрезам чугуна и его преимущества как
конструкционного материала....................................... 273

47.	Упругие и неупругие свойства.................................. 276

48.	Твердость .................................................... 290

49.	Прочность и пластичность...................................... 292

50.	Ударная низкость.............................................. 307

51.	Усталое!иля прочность......................................... 315

52.	Длн1гл1.ш1я прочность и ползучесть............................ 321

36 л. | . г и piiioii нч z<»/’	5(i	I
Глава XI. Влияние химического состава и других факторов на меха*
нические свойства чугуна........................................... 324

53.	Влияние химического состава................................. —

54.	Влияние жидкого состояния................................. 354

55.	Влияние скорости охлаждения, технологии формы и конструк-
ции отливки.................................................. 368

56.	Влияние термической обработки............................. 385

57.	Влияние температуры....................................... 401

58.	Аналитическое и графическое определение состава чугуна
для получения заданных механических	свойств............... 414

Глава	XII. Физические свойства чугуна........................... 418

59.	Плотность, удельный вес и удельный	объем.................... —

60.	Коэффициенты теплового расширения, объемные изменения
при фазовых превращениях и плотность при повышенных тем-
пературах и в жидком состоянии............................... 421

61.	Теплоемкость, тепловые эффекты превращений и теплосодержа-
ние ......................................................... 426

62.	Характеристики тепловой	и	электрической проводимости . . .	429

63.	Магнитные свойства........................................ 439

Глава	XIII. Химические свойства	чугуна............. 451

64.	Сопротивление коррозии...................................... —

65.	Жаростойкость......................... ,.................. 467

Глава	XIV. Технологические и	эксплуатационные свойства чугуна 491

66.	Герметичность .............................................. —

67.	Износостойкость .......................................... 495

68.	Обрабатываемость ......................................... 524

69.	Свариваемость............................................. 530

Литература ........................................................  534
Наум Григорьевич ГИРШОВИЧ
КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ И СВОЙСТВА ЧУГУНА
В ОТЛИВКАХ

Редакторы издательства
И, Л. Денина и Г. С, Васильева
Переплет художника Н. И. Васильева
Технический редактор Л. В. Щетинина
Корректор Г. Б. Койфман

Сдано в производство 17/XI 1965 г.
Подписано к печати 1!/V 1966 г. М-18970

Формат бумаги 60 X 90 /««.

Бумага типографская № 2
Печ. л. 35,25.	Уч.-изд. л. 32.4

Темплан 1965 г. № 190. Тираж 4000 экз.

Цена 2 р. 04 к. Заказ 707

Ленинградское отделение
издательства «Машиностроение»
Ленинград. Д-65, ул. Дзержинского, 10

Ленинградская типография № 6
Главполиграфпрома Комитета по печати
при Совете Министров СССР
Ленинград, ул. Моисеенко, 10
ПОПРАВКИ

Стр.	< TpOhil	Напечатано	Должно быть
з<>	7-я сверху	возрастает	понижается
49	4 м	л	Т2	П
51	|п и снизу	~1/т6	~ 1/гЬ
Ы>	12 я сверху	кремния	кремния, а в ковком чугуне — нитриды
|33	3-н	>	при повышении	особенно при повышении
134	4 и 5-я	образование ферр кто- карбидной смеси	превращение
134	7 н 8-я	»	отрицательным	ускоряющим превращение
185	2-я снизу	чугуне	чугуне с низкой эвтектичностью
188	3-я сверху	магнием	как ферросили- цием, так и магнием
193	ф-ла (П. 49)	+2.10-«4-0.002т+ 4-(0.02 ч-0,06) X 100  X —.  а	4-2- 1О’в/?2 4- 4“ 0,002т 4- 4-(0,02 ч-0,06)] < 100  X1Г,  где R — дано в мм, т — в мин, AS - = 5 — 0,01.
269	6-я сверху	Тср	^ср
307	18-я	»	^кр	Т,
356	20 н 21-я »	м о д н ф и ц и- р о в а н и е	графитизи- рующее мо- дифициро- вание
358	13-я снизу	его высокого качества	высокого качества SiCa
:J82	Рис. 229	НВ	HRB
409	10. 11 и 12-я сверху	(~100%) при температурах около 900—1050° С	(от 10 до 100%) при температурах 800 -950° С

Н ( Гиршович. чяк. 707.