форма графита в сером чугуне
Форма графита в сером чугуне
Диаметр ячеек сетки
ФЭд и цифровое значение среднего диаметра ячеек сетки (мкм)
ФЭп и цифровое значение средней площади изолированных включений (мкм )
Ц и цифровое значение средней площади (%), занятой цементитом на микрошлифе
Цп и цифровое значение средней площади изолированных включений цементита (мкм )
2. ОТБОР И ИЗГОТОВЛЕНИЕ ОБРАЗЦОВ
2.1. Образцы для приготовления шлифов исследования структуры вырезаются из отливок, приливных или специально отлитых проб, а также литых заготовок, применяемых для изготовления образцов для механических испытаний.
Не допускается применять образцы, вырезанные из стояка, выпора или прибыли.
Допускается подготовка шлифа на рабочей поверхности отливки без вырезки специального образца.
2.2. Отбор образцов и изготовление шлифов для определения структуры проводят таким образом, чтобы не нарушать в них структуру чугуна.
Если в технических условиях на отливку указана термическая обработка, то образцы для анализа структуры отбирают после термической обработки.
Специально отлитые заготовки, приливы или пробы для образцов подвергают термической обработке вместе с отливкой.
2.3. Порядок отбора и количество образцов для определения структуры, а также требования по структуре чугуна указываются в технических условиях на отливку.
2.4. При вырезке образцов из отливки следует учитывать неоднородность структуры чугуна в зависимости от толщины стенки и длины отливки.
Образцы отбирают таких размеров и сечений, чтобы они давали полное представление о структуре отливок.
Место вырезки образцов из отливки должно быть определено на чертеже.
При определении структуры на образцах, вырезанных из приливов к отливкам, или отдельно отлитых проб необходимо, чтобы толщина стенки и условия кристаллизации прилива (или пробы) и отливки были одинаковыми.
Размер прилива и его расположение на отливке должны быть указаны на чертеже.
При определении структуры непосредственно на рабочей поверхности отливки шлиф изготавливают на глубине, равной припуску на механическую обработку. Допускается также изготовление шлифа после механической обработки отливки.
3. ПРОВЕДЕНИЕ ИСПЫТАНИЙ
3.1. Поверхность шлифа должна быть зеркальной, без рисок от операций шлифования и полирования, окислов и других загрязнений.
Для травления поверхности шлифа применяют реактивы, приведенные в приложении 2.
3.3. Для определения структуры чугуна шлифа просматривают под микроскопом при увеличениях, указанных на эталонных шкалах приложения 3.
Для оценки структуры выбирают участки шлифа, расположенные от его края на расстоянии не менее или толщины или диаметра образца.
3.4. Оценка структуры чугуна проводится визуально сопоставлением структуры, видимой в микроскопе, со структурой эталона соответствующей шкалы.
Для более точной оценки структуры следует применять линейный, точечный или планиметрический методы количественной металлографии, а также специальные автоматические установки Квантимет, Эпиквант и др.
3.5. Определение содержания графита
Если в структуре чугуна имеется графит различной формы, то следует визуально оценивать процентную долю каждой формы и указывать ее при обозначении структуры.
Длина включений пластинчатого графита, мкм
Диаметр включений шаровидного или компактного графита, мкм
Формообразование графита чугуна
Однако другие дегазирующие и обессеривающие элементы, например алюминии, повышая поверхностное натяжение чугуна, вовсе не способствует или, как кальций, далёко не всегда способствуют образованию шаровидного графита в чугуне. Таким образом, одного высокого поверхностного натяжения оказывается недостаточно для кристаллизации графита в шаровидной форме. Поэтому Б.С. Мильман, считает необходимым наличие, кроме этого условия, еще и известного переохлаждения.
Оценка поверхностного натяжения как основного энергетического фактора формообразования графита встречается часто. Так, например, Гейленберг, 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 натяжения термодинамически выгодней образование пластичного графита, а при больших — шаровидного. По произведенным расчетам таким критическим значением межфазного натяжения является 1170 дин/см. Точно также и другие исследователи 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 для этого необходимо отсутствие смачивания, т. е. краевой угол а — 180°. Ha первый взгляд в полном соответствии с этими положениями находится установленный П.И. Степиным, Н.И. Клочневым, К. В. Горевым и зарубежными исследователями факт образования пластинчатого графита при избытке глобулизирующих элементов, когда поверхностное натяжение снижается («перемодифицирование»), что может быть объяснено адсорбцией магния на всех гранях кристалла. В то же время следует отметить, что теории поверхностного 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 термической обработке белого чугуна (при высоком отношении S:Mn). Исследования автора, проведенные совместно с М.П. Симановским, подтвердили, что то же явление наблюдается и в сером чугуне. 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 затем и с К.К. Косняку показывают, что максимум поверхностного натяжения (рис. 35, a) 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 поверхностного натяжения соответствует более высокому содержанию магния, они также свидетельствуют о том, что межфазное натяжение нельзя считать определяющим фактором формообразования.
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: 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 плоскостей с наименьшей поверхностной энергией. При этом пластинки первичного графита большей частью разветвлены, что является следствием его дендритообразного роста, обусловленного концентрационным переохлаждением в пограничном слое у фронта кристаллизации вследствие резкого понижения концентрации углерода в жидком расплаве при выделении высокоуглеродистой фазы — графита. Таким образом, в обычных условиях идиоморфной формой графита является, по-видимому, пластинчатая, хотя некоторые исследователи, в частности Д.П. Иванов, придерживаются противоположной точки зрения.
Из всего вышеуказанного следует, что наиболее обоснованными являются гипотезы третьей группы (схемы 3), объясняющие формообразование с точки зрения разных скоростей роста отдельных граней графита, которые определяются как внутренним строением и анизотропностью графита, так и влиянием внешних условий.
Едва ли не самую большую роль в этом отношении играют примеси, незначительные концентрации которых могут резко изменить огранку кристаллов. И действительно, примеси оказывают большое влияние на форму графита: Mg. Ce, Th и др., а в некоторых случаях Ca и даже S (в больших концентрациях) способствуют образованию шаровидного графита; Pb, Bi, Al, Ti, H2 и S (в средних концентрациях), наоборот, благоприятствуют кристаллизации графита в пластинчатой форме; Te и его комбинации 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 или избирательно адсорбироваться на гранях графита, соответственно изменяя их скорость роста; они могут так же, как показал А.Г. Спасский, отталкиваться к границам растущего кристалла и, образуя 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 отдельных 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 уменьшается и выравнивается со скоростями роста других граней, пока, наконец, лимитирующим фактором не становится диффузия углерода через барьер примесей. В последнем случае форма графита уже определяется только соотношением скоростей доставки атомов углерода с разных сторон, кристаллы становятся аллотриоморфными. 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 исследования распределения глобулизирующих элементов между матрицей и графитом. К сожалению, они весьма противоречивы и обнаруживают то равномерное распределение элементов по объему металла, то преимущественную концентрацию в матрице, карбидах или в графите. Э.П. Рикман, например, нашла:
С другой стороны, Л.Е. Кривошеев и др. обнаружили примерно одинаковое содержание церия в феррите и графите. Можно 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, а затем П.И. Стенина, доказавших возможность округления пластинчатого графита при диффузионной обработке твердого чугуна магнием под повышенным давлением. В то же время эти элементы растворяются и в графите, причем превалирует мнение, что они распределяются в графите объемно, располагаясь между его слоями.
Хаким образом, глобулизирующие примеси, находясь в графите, тормозят его рост в направлении базиса и способствуют его росту в перпендикулярном направлении. Сравнивая различные выделения графита (рис. 33), можно думать, что шаровидные включения в общем растут аналогично розеточным с той только разницей, что вследствие большего поперечного или меньшего продольного роста аустенит выклинивается между элементарными кристаллами, вследствие чего он начинает кристаллизоваться по периферии включения, образуя оторочку вокруг графита. Наличие 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—C и Co—С сплавах бывает иногда довольно одного переохлаждения без присадки глобулизирующих элементов для получения шаровидного графита. Это дало основание И. Чикелю и другим предложить схемы, представляющие форму графита как функцию переохлаждения, а Витмозеру и Гудремону — трактовать влияние примесей, как перемещение допустимой области переохлаждения. Однако большое переохлаждение вовсе не является всегда обязательным условием получения шаровидного графита. Как видно из рис. 36, переохлаждение и кристаллизация в интервале температур с образованием шаровидного графита наблюдается в Ni—С сплавах только в присутствии Mg. В остальных случаях вне зависимости от формы графита заметного переохлаждения не наблюдается, и кривая охлаждения имеет горизонтальную площадку в периоде кристаллизации. Все это подтверждает положение, что форма графита определяется соотношением скоростей роста граней, а межфазное натяжение, примеси, переохлаждение и сопротивление среды являются только факторами, оказывающими то или иное влияние на эти скорости роста.
СТРУКТУРА, МЕХАНИЧЕСКИЕ, ЛИТЕЙНЫЕ СВОЙСТВА И СТАНДАРТИЗАЦИЯ ПРОМЫШЛЕННЫХ ЧУГУНОВ
Состав и формы графита в чугунах
Варьируя химический состав, скорость затвердевания и режимы термической обработки, можно в значительной степени управлять свойствами чугуна. Одним из наиболее важных процессов, определяющих свойства чугуна, является его графитизация. Графитная фаза придает чугуну ряд свойств, которые невозможно встретить в других сплавах.
Чугунами принято называть сплавы железа с углеродом, которые содержат в структуре эвтектику. Помимо углерода и кремния чугуны содержат и другие элементы. Эти примеси разделяют на две группы: 1) технологические или обычные примеси, попадающие в состав чугуна в процессе производства; 2) легирующие и модифицирующие – специально вводимые элементы для регулирования структурообразования и свойств чугуна. К обычным примесям относят фосфор, серу, марганец, газы (водород, азот, кислород). Нелегированным считают чугун, содержащий до 3,5–4,0 % Si, до 1,5-2,0 % Mn, до 0,3 % P, до 0,2-0,3 % S и менее 0,1 % Cr, Ni Cu. Содержание основного компонента – углерода,– составляет около 4 %, и его оптимальное значение зависит от содержания других элементов. Количество фосфора может доходить до 0,8 % при производстве отливок специального назначения, например, для художественного литья (каслинское литье). Возможное содержание газов зависит от способа выплавки чугуна и может изменяться от 10,6 (вагранка) до 7,1 см 3 /100 г (индукционная печь). Наиболее распространенными легирующими элементами являются хром, никель, алюминий, медь, титан, вольфрам и др. Обычные примеси (марганец, кремний) могут быть легирующими элементами при повышенном их содержании. В качестве модифицирующих добавок в чугуны вводят магний, кальций, церий, лантан, сурьму, висмут и другие элементы. Такие чугуны называют модифицированными.
Для анализа процессов структурообразования в чугунах используют обычно двойную диаграмму состояния Fe – C. Из диаграммы следует, что в двойных сплавах область чугунов начинается для С > 2,03–2,06 %. По содержанию углерода для двойной диаграммы чугуны разделяют на доэвтектические (C 4,3 %). Для затвердевания доэвтектического чугуна характерно то, что кристаллизация начинается с появления дендритов первичного аустенита. При затвердевании же заэвтектического чугуна процесс кристаллизации начинается с появления графитных или цементитных частиц.
Деление чугунов на до–, за– и эвтектические по содержанию углерода достаточно условно. Однако для практики литейного производства эвтектичность имеет особое значение – чугуны эвтектического состава обладают лучшими технологическими свойствами. Они имеют меньшую усадку и максимальную жидкотекучесть (из всех сплавов температура кристаллизации эвтектики минимальна, отсутствует интервал кристаллизации – твердо-жидкого состояния). Поэтому для оценки эвтектичности промышленных чугунов вводят показатели углеродного эквивалента или степени эвтектичности.
Углеродный эквивалент учитывает смещение фигуративной точки сплава на двойной диаграмме железо–углерод под влиянием примесей, чаще всего, кремния и фосфора:
Степень эвтектичности показывает относительное содержание эвтектики в чугуне и определяется как:
Чем ближе Сэкв к 4,3 %, тем ближе структура чугуна к эвтектической, тем меньше избыточной фазы (аустенита, графита или цементита). Этому же соответствует Sэвт=1,0. Влияние остальных элементов в указанных выше количествах несущественно. Необходимо учитывать, что углеродный эквивалент и степень эвтектичности являются скорее литейными, чем металлографическими характеристиками. При содержании углерода более 4,3 % Sэвт становится больше 1,0 (100 %), хотя доля эвтектики в сплаве падает. В легированных чугунах углеродный эквивалент будет более сложным образом зависеть от содержания других элементов. Например, многие высокоуглеродистые среднелегированные инструментальные стали по структурному типу являются чугунами (имеют в структуре эвтектику).
Рисунок 1.1 – Схемы микроструктур чугуна: а – серый чугун на ферритной основе; б – чугун с вермикулярным графитом; в – серый феррито-перлитный чугун; г – серый чугун на перлитной основе; д – высокопрочный феррито-перлитный чугун; е –высокопрочный перлитный чугун; ж – белый чугун (доэвтектический; графит отжига (хлопьевидный).
Включения графита в сером и высокопрочном чугунах обычно окружены небольшой оторочкой металлической основы, обогащенной кремнием. Обычно именно здесь и выделяется в первую очередь структурно-свободный феррит. Небольшое количество такого феррита в сером и высокопрочном чугунах бывает даже полезным для механических свойств металла, так как в этом случае хрупкая фаза (графит) оказывается окаймленной пластичной и вязкой, которая оказывает дополнительное сопротивление к возникновению и распространению микро- и макротрещин при нагружении металла.
Многие эксплутационные свойства серого чугуна зависят от размеров и количества графитных включений. Очевидно, что сравнительно мелкие включения с завихренными пластинами при их равномерном распределении обеспечивают более высокие эксплутационные свойства чугуна. Крупные пластины графита с относительно прямыми заостренными кромками служат источниками образования трещин, приводя в конечном итоге к разрушению детали или изделия в целом. Во многих крупноразмерных включениях графита наблюдаются характерные внутренние трещины в виде продольных разрывов сплошности, вызванных ростовыми напряжениями. Значительный уровень ростовых напряжений служит также причиной сильно выраженного рыхлого пакетного строения холмиков роста.
Одним из факторов, обеспечивающих управление процессом формообразования графита, является скорость охлаждения металла при затвердевании. Чем она выше, тем больше величина переохлаждения металла и, следовательно, больше возникает центров кристаллизации аустенитной фазы. Однако, при значительном увеличении скорости охлаждения чугуна в результате неравномерного распределения углерода и примесей в отдельных микрообъемах жидкой фазы может начаться образование цементитной эвтектики, что существенно изменяет свойства отливки.
Шаровидный графит в промышленных отливках не имеет идеальной сферической формы. Поверхность шаровидного графита состоит из множества тонколепестковых выступов. Эти лепестки правильной полигональной и неправильной округленной формы в совокупности образуют структуру чередующихся волнообразных гряд. Исследование ионотравленных срезов шаровидного графита позволило выявить следующие типы слоистой структуры: дендритную, дендритно-концентрическую, зигзагообразную и концентрическую. Получение того или иного типа слоистой структуры обычно связывают с условиями охлаждения и химическим составом модификатора.
Литературные данные о химическом и фазовом составе неметаллических включений в шаровидном графите далеко не однозначны. Вместе с тем, по этим данным представляется возможным сделать вывод о том, что роль неметаллических включений в образовании конечных форм роста графита второстепенна. Неметаллические включения, встречающиеся в пластинчатом и шаровидном графите, не содержат углерода и в равной степени встречаются в центральных и периферийных участках. В магниевом чугуне с шаровидным графитом они содержат магний, кремний, кальций, серу и железо. В промышленном магнийцериевом чугуне с шаровидным графитом в центральной части графитовых включений обнаружены частицы диаметром 2. 5 мкм переменного состава, содержащие преимущественно оксиды цезия, магния и железа.
В целом же чугун с шаровидным графитом является весьма перспективным конструкционным материалом. Как показывает практика последних десятилетий, чугун с шаровидным графитом, обладая высокими служебными свойствами и высокой экономичностью, вытеснил большое количество изделий из чугуна с пластинчатым графитом и стали. В большинстве промышленно развитых стран мира среди литых железоуглеродистых сплавов чугун с шаровидным графитом занимает второе место по массе выпускаемых отливок после серого чугуна.
Использование чугуна с вермикулярной формой графита в качестве самостоятельного конструкционного материала предложено в середине 50-х годов, а само название «чугун с вермикулярным графитом» впервые встречается у Р. Шелленга. Вермикулярный графит, подобно обычному пластинчатому графиту, формируется посредством ветвления в пределах эвтектической аустенитно-графитной колонии. На первых стадиях затвердевания формируется графит шаровидной формы, который затем трансформируется в вермикулярный. В ряде работ показано, что кончики включений вермикулярного графита в течение всего процесса кристаллизации остаются в контакте с жидким металлом.
Специфика анизотропного микростроения вермикулярного графита заключается в периодическом сочетании микрозон слоисто-блочной структуры, подобной структуре пластинчатого графита, и слоисто-концентрической, характерной для шаровидного графита. При этом кристаллографическая ориентировка слоев роста смежных микрокристаллитов каждого лепестка вермикулярного графита, как правило, сильно различается. Видимо, механизм формирования вермикулярного графита состоит в автономном образовании и послойном зародышевом разрастании составляющих графит микрокристаллитов.
Особое строение и форма вермикулярного графита являются основной причиной более высокого уровня упругих свойств по сравнению с чугуном с пластинчатым графитом. Это объясняется тем, что модуль упругости Е сильно зависит от скорости деформации графитовых включений и, следовательно, от размера и пространственной формы графита. Например, при приблизительно одинаковом химическом составе чугуна модуль упругости в зависимости от формы графита составляет 80*10 3 Н/мм 2 у чугуна с пластинчатым графитом, 157*10 3 Н/мм 2 у чугуна с вермикулярным графитом и 170*10 3 Н/мм 2 у чугуна с шаровидным графитом. Влияние матрицы (ферритная – перлитная) менее существенно.
Не останавливаясь на комплексном рассмотрении основных преимуществ, которые могут быть достигнуты в случае использования в отливках чугуна с вермикулярным графитом по сравнению с чугуном с пластинчатым и шаровидным графитом, отметим лишь, что чугун с вермикулярным графитом высоко экономичен. Это позволяет рекомендовать его для широкого круга отливок сложной конфигурации с различной толщиной стенки и регламентацией по механическим свойствам.
Помимо рассмотренных форм графита в структуре чугунов с шаровидным и вермикулярным графитом встречаются различные вырожденные формы, среди которых наибольший практический интерес представляют графит переохлаждения и шаровидный разорванный (звездообразный). Графит переохлаждения на поверхности шлифа в оптическом микроскопе имеет вид россыпи мелких и мельчайших изолированных обломков. Причины образования и реальная морфология этого графита изучены достаточно слабо. Эта вырожденная форма тонко дифференцированного графита часто встречается в тепловых узлах отливок в условиях модифицирования цериевым мишметаллом.
Разорванный (звездообразный) шаровидный графит соответствует эталону ШГф10 и ШГф11 (ГОСТ 3443-87). Наличие подобного графита также значительно снижает прочностные свойства чугуна с шаровидным и вермикулярным графитом. Разорванный шаровидный графит представляет собой незаполненную секториально-дендритную форму роста. Основной причиной характерной недостроенности такого типа шаровидного графита служит избыток примесей, в том числе сфероидизирующих, на фронте роста призматических плоскостей кристаллической решетки, вызывающий в определенный момент времени углеродо-непроницаемость диффузионного пограничного слоя расплава у этих плоскостей. Характерно, что по размеру разорванный шаровидный графит в 2-3 раза превышает полностью застроенный шаровидный графит.
В целом же комплексные данные о различных формах графита в чугуне способствуют расширению научных представлений о генезисе формообразования графита в процессе затвердевания отливки. Это, в конечном счете, позволит в максимальной степени стимулировать развитие тенденции улучшения качества промышленных отливок, обладающих более высокими эксплуатационными характеристиками при существенном снижении их массы, что, соответственно, повысит конкурентоспособность литых чугунных изделий за счет уменьшения металлоемкости выпускаемой продукции при гарантированном повышении качества.
Формирование структуры чугуна в реальных отливках происходит в неравновесных условиях и зависит от множества факторов, которые не учитываются равновесными двойными диаграммами состояния. Поэтому для определения структуры чугунных отливок и их механических свойств обычно используются различные эмпирические диаграммы и номограммы, широко рассмотренные во многих работах.
На процессы структурообразования чугуна в первую очередь влияют углерод и кремний. В сером чугуне они определяются изменением не только содержания графита, но и структуры матрицы. В целом повышение содержания углерода в чугуне уменьшает прочность, модуль упругости и твердость и увеличивает пластичность и циклическую вязкость. Однако при низком содержании углерода наблюдается сначала некоторая анормальность (повышение прочности и твердости) с увеличением содержания углерода, что, вероятно, является следствием устранения междендритного графита и сопровождающего его феррита.
Различие влияния кремния и углерода заключается в том, что кремний образует твердый раствор с ферритом, тем самым повышает его прочность и твердость и понижает его плотность и вязкость. В серых чугунах к легирующему влиянию кремния добавляется еще и графитизирующее, что может резко изменить те или иные механические свойства. Только в малоуглеродистом и малокремнистом чугуне наблюдается сначала некоторое увеличение прочности вследствие устранения междендритного графита. Однако при содержании кремния сверх определенного количества уменьшается пластичность серого чугуна, что является следствием преобладающего влияния силикоферрита, которое проявляется, несмотря на ферритизацию структуры. Твердость серого чугуна кремний изменяет в противоположном направлении, понижая ее сначала в результате графитизации и увеличивая ее затем вследствие образования силикоферрита.
Достаточно часто влияние углерода и кремния на механические свойства чугуна рассматривают совместно, используя для этого функцию углеродного эквивалента или эвтектичности (см. выше), хотя относительное влияние этих элементов на положение эвтектической точки далеко не всегда соответствует их влиянию на механические свойства.
По вопросу влияния серы на механические свойства чугуна существуют достаточно противоречивые мнения. С высокой степенью достоверности можно утверждать, что сера и сульфиды железа оказывают весьма неблагоприятное влияние на прочность и пластичность чугуна при одной и той же структуре матрицы, что объясняется ослаблением границ зерен эвтектикой Fe-FeS. Помимо этого, сера способствует перлитизации структуры и может также повысить прочность и твердость ферритного или феррито-перлитного серого чугуна. Вредное влияние серы подавляется марганцем, который в соединении с серой дает сернистый марганец, представляющий собой тугоплавкое соединение, всплывающее в шлак и частично остающееся в отливках в виде неметаллических включений. Обычно, учитывая вредное влияние серы, в практике литейного производства стремятся регламентировать содержание серы на весьма низких уровнях.
Влияние фосфора на механические свойства чугуна следует признать отрицательным с точки зрения изменения его прочностных характеристик. Вследствие наличия фосфора в чугуне происходит легирование феррита, размельчение эвтектического зерна и образование включений фосфидной эвтектики. При этом значительно повышается твердость и понижается пластичность и вязкость чугуна. Общая закономерность изменения прочности чугуна заключается в следующем: сначала происходит возрастание прочностных показателей по мере повышения содержания фосфора, а затем при выделении фосфидной эвтектики они начинают понижаться. Следует дополнительно отметить, что влияние фосфора снижается с увеличением содержания кремния в чугуне.
В ряде случаев для изменения механических и физических свойств чугун легируют. Обычно при легировании чугуна используются те же химические элементы, что и при легировании стали. К элементам, оказывающим положительное влияние на графитизацию, относят алюминий, кремний, никель, медь, кобальт и т.п. Противодействуют выделению графита такие элементы, как хром, ванадий, вольфрам и молибден. Сравнивая имеющиеся в литературе данные, необходимо отметить, что существует определенная аналогия между склонностью чугуна, содержащего хром, молибден и марганец, к отбелу, а также к повышению температуры начала его графитизации. Легирующие элементы, воздействуя на структуру чугуна, оказывают решающее влияние на его механические и эксплутационные свойства. Влияние легирующих элементов в низколегированных чугунах с пластинчатым графитом на структуру приведено в табл.1.1.