RU2412272C2 - Износостойкий чугун - Google Patents

Износостойкий чугун Download PDF

Info

Publication number
RU2412272C2
RU2412272C2 RU2005140101/02A RU2005140101A RU2412272C2 RU 2412272 C2 RU2412272 C2 RU 2412272C2 RU 2005140101/02 A RU2005140101/02 A RU 2005140101/02A RU 2005140101 A RU2005140101 A RU 2005140101A RU 2412272 C2 RU2412272 C2 RU 2412272C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
casting
iron
alloy
martensite
white cast
Prior art date
Application number
RU2005140101/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2005140101A (ru
Inventor
Кевин Франсис ДОЛМАН (AU)
Кевин Франсис ДОЛМАН
Original Assignee
Уэйр Минералз Острэйлиа Лтд
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Уэйр Минералз Острэйлиа Лтд filed Critical Уэйр Минералз Острэйлиа Лтд
Publication of RU2005140101A publication Critical patent/RU2005140101A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2412272C2 publication Critical patent/RU2412272C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C37/00—Cast-iron alloys
    • C22C37/06—Cast-iron alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D5/00—Heat treatments of cast-iron
    • C21D5/04—Heat treatments of cast-iron of white cast-iron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C37/00—Cast-iron alloys
    • C22C37/06—Cast-iron alloys containing chromium
    • C22C37/08—Cast-iron alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C37/00—Cast-iron alloys
    • C22C37/10—Cast-iron alloys containing aluminium or silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Refinement Of Pig-Iron, Manufacture Of Cast Iron, And Steel Manufacture Other Than In Revolving Furnaces (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Mold Materials And Core Materials (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к черной металлургии, в частности, к получению отливки из легированного литейного белого чугуна. Отливка выполнена из чугуна, содержащего, мас.%: хром 20-25; углерод 1,5-6; марганец от 4 до 7; кремний до 1,5; молибден до 2; никель до 4; микролегирующие элементы, выбранные из группы, состоящей из титана, циркония, ниобия, бора, ванадия и вольфрама, до 2% одного или более элементов; железо - остальное. Микроструктура отливки содержит эвтектические карбиды и первичные карбиды, диспергированные в железосодержащей матрице, которая содержит мартенсит и является, по меньшей мере, по существу свободной от перлита, в частности содержит не более 2 об.% перлита. Отливка изготовлена путем формирования расплава чугуна, заливки его в форму, охлаждения на воздухе до комнатной температуры и термообработки. Отливка обладает высокой твердостью. 2 н. и 7 з.п. ф-лы, 4 ил., 4 табл.

Description

Настоящее изобретение относится к легированным белым чугунам для высокоэрозийных и высокоабразивных применений и к способу изготовления отливок из легированных белых чугунов.
Компоненты большинства горнодобывающего и обрабатывающего оборудования, которые подвергаются износу (например, шламовые насосы, циклоны и дробилки) изготавливают из износостойких легированных белых чугунов.
Отливки из этих легированных белых чугунов имеют высокую износостойкость и обеспечивают хорошую эксплуатационную долговечность для обрабатывающего оборудования, которое подвергается эрозионному и абразивному изнашиванию.
Австралийский стандарт 2027 описывает в числе других следующие два семейства износостойких легированных белых чугунов.
(a) высокохромистый легированный белый чугун, например, 27% Cr; и
(b) хромомолибденовый легированный белый чугун, например, 20Cr-2Мо и 15Cr-3Мо.
Микроструктуры всех этих легированных белых чугунов состоят из двух фаз, а именно:
(a) карбидов М7С3 (где М=Fe, Cr, Mn, Мо), которые имеют твердость 1200-1500 HV; и
(b) железосодержащей матрицы, которая состоит из одной или более следующих структур: (i) насыщенный раствор аустенита, который является метастабильным при комнатной температуре, (ii) аустенит, обедненный растворенными веществами, содержащий вторичные карбидные выделения, и является дестабилизированным при комнатной температуре, (iii) дестабилизированный, остаточный аустенит, частично превращенный в мартенсит и (iv) дестабилизированный, остаточный аустенит, полностью превращенный в мартенсит.
Износостойкостью эти легированные белые чугуны обязаны (а) присутствию чрезвычайно твердых карбидов М7С3 и (b) присутствию твердой мартенситной структуры в железосодержащей матрице.
Является обычным избегать образования перлита в железосодержащей матрице в этих сплавах во время охлаждения после термической обработки для того, чтобы гарантировать соответствующую износостойкость при эксплуатации.
Является обычной практикой подвергать легированные белые чугуны промежуточной процедуре отжига для преднамеренного образования перлита для того, чтобы разупрочнить сплав для целей механической обработки. Однако механически обработанные легированные белые чугуны затем подвергают окончательной процедуре термической обработки для упрочнения сплавов перед эксплуатацией.
Железосодержащая матрица AS2027, марка с 27% Cr (высокохромистая), легированных белых чугунов может быть легко упрочнена путем образования мартенсита в железосодержащей матрице во время воздушного охлаждения после термической обработки. Одной из функций хрома в сплавах является подавление образования перлита во время охлаждения с повышенных температур.
Однако легированные белые чугуны, имеющие более низкие содержания хрома, например 20Cr-2Мо и 15Cr-3Мо, требуют добавления молибдена и/или никеля для подавления образования перлита при охлаждении после термической обработки, особенно в толстостенных отливках, т.е. отливках толщиной более 10 см. Однако молибден и никель являются очень дорогими легирующими элементами и существенно увеличивают стоимость легированного белого чугуна.
В качестве ближайшего аналога настоящего изобретения можно предложить документ ЕР 0014655, 20.08.1980, раскрывающий отливку из легированного белого чугуна и способ ее изготовления.
Целью настоящего изобретения является получение легированного белого чугуна, который стоит меньше альтернативных, доступных в настоящее время, легированных белых чугунов, описанных выше.
Настоящее изобретение основано на понимании того, что возможно изготовить легированный белый чугун, из которого можно изготовить отливки, имеющие, по меньшей мере, сравнимую износостойкость с отливками из доступных в настоящее время легированных белых чугунов при значительно более низкой себестоимости путем замещения марганцем, по меньшей мере, некоторого количества молибдена, никеля и хрома в доступных в настоящее время легированных белых чугунах.
Согласно настоящему изобретению предложена отливка из легированного белого чугуна, которая содержит сплав следующего состава, мас.%:
хром: 12-25%;
углерод: 1,5-6%;
марганец: 2-7%;
кремний: до 1,5%;
молибден: до 2%;
никель: до 4%;
микролегирующие элементы, выбранные из группы, состоящей из титана, циркония, ниобия, бора, ванадия и вольфрама: вплоть до 2% одного или более элементов; и
железо: остальное.
Согласно настоящему изобретению предложена также отливка легированного белого чугуна, которая содержит:
(a) сплав следующего состава, мас.%:
хром: 12-25%;
углерод: 1,5-6%;
марганец: 2-7%;
кремний: до 1,5%;
молибден: до 2%;
никель: до 4%;
микролегирующие элементы, выбранные из группы, состоящей из титана, циркония, ниобия, бора, ванадия и вольфрама: до 2% одного или более элементов; и
железо: остальное; и
(b) микроструктуру, которая содержит 15-60 об.% эвтектических карбидов и первичных карбидов, диспергированных в железосодержащей матрице, которая содержит мартенсит и является, по меньшей мере, по существу свободной от перлита.
Термин «по меньшей мере, по существу свободная от перлита» указывает, что целью настоящего изобретения является то, что перлита не должно быть в матрице, но в то же время, очевидно, что в любой ситуации, на практике может быть небольшое количество перлита.
Имея в виду вышеуказанное, является понятным, что термин «по меньшей мере, по существу свободная от перлита» означает то, что отливка содержит не более 2 об.% перлита.
Предпочтительно легированный белый чугун содержит 15-23 мас.% хрома.
Как указано выше, хром подавляет образование перлита и поэтому, так как хром при концентрации в установленных пределах 12-15 мас.% в легированном белом чугуне является пониженным, то необходимо повысить концентрации марганца (или других добавок) для противодействия более высокой склонности к образованию перлита при более низких концентрациях хрома. Одним преимуществом использования более низких концентраций хрома является то, что более низкие концентрации хрома повышают неустойчивость аустенита. Это имеет следствием увеличение количества желательной твердой мартенситной фазы в легированном белом чугуне.
Предпочтительно легированный белый чугун содержит 2,5-6 мас.% марганца.
Автором обнаружено, что так как концентрация марганца повышается, то температура, при которой остаточный аустенит начинает превращаться в мартенсит (температура Ms) при охлаждении от температуры дисперсионного твердения, понижается. При концентрациях марганца выше 6 мас.% температура начала формирования мартенсита может быть ниже комнатной температуры и, таким образом, матрица преимущественно может быть остаточно аустенитной. Соответственно для применений, требующих высокой твердости, является предпочтительным то, что концентрация марганца составляет не более 6 мас.%.
Более предпочтительно легированный белый чугун содержит 2,5-5,5 мас.% марганца.
Особенно предпочтительно, что легированный белый чугун содержит 3,5-5,5 мас.% марганца.
Предпочтительно легированный белый чугун содержит вплоть до 1,5 мас.% кремния.
Предпочтительно легированный белый чугун содержит никель и молибден.
То, что белый чугун включает в себя молибден и никель, вплоть до установленных максимумов в 2 и 4 мас.%, соответственно, входит в объем настоящего изобретения.
Предпочтительно железосодержащая матрица содержит мартенсит и остаточный аустенит.
Предпочтительно эвтектические карбиды и первичные карбиды содержат карбиды М7С3, где "М" является металлом и "С" является углеродом.
Согласно настоящему изобретению также предложен способ изготовления вышеописанной отливки из легированного белого чугуна, который содержит этапы:
(a) образования жидкого расплава вышеописанного легированного белого чугуна;
(b) заливки жидкого расплава в форму для образования отливки;
(с) предоставления отливке возможности охлаждения на воздухе до комнатной температуры.
Способ обеспечивает получение отливки, имеющей микроструктуру, которая содержит 15-60 об.% эвтектических карбидов и первичных карбидов, диспергированных в железосодержащей матрице, которая содержит мартенсит и остаточный аустенит, и является, по меньшей мере, по существу свободной от перлита.
Предпочтительно способ дополнительно содержит термическую обработку отливки комнатной температуры путем:
(a) нагревания отливки до повышенной температуры, при этом аустенит разлагается с образованием выделений вторичных карбидов в аустените, обедненном растворенными веществами; и после этого
(b) воздушным охлаждением отливки до комнатной температуры и превращение аустенита, обедненного растворенными веществами, в мартенсит.
Предпочтительно температура распада аустенита заключается в пределах 950-1000°С.
Предпочтительно этап (а) включает в себя выдерживание отливки при температуре распада аустенита в течение, по меньшей мере, 4 часов, чтобы гарантировать имеющее место существенное выделение вторичных карбидов.
Настоящее изобретение дополнительно описано ссылкой на следующую экспериментальную работу, которая была выполнена с целью сравнения характеристик отливок из легированного белого чугуна в соответствии с настоящим изобретением на фоне характеристик отливок из легированных белых чугунов, доступных в настоящее время.
Экспериментальная программа
Ряд легированных белых чугунов, содержащих систематические изменения в уровнях содержания хрома, молибдена и марганца состава основного сплава (Fe-20Cr-3,3С-0, 6Si (мас.%)), были произведены в электродуговой плавильной печи в инертной атмосфере. Сплавы были затем обработаны, как описано ниже, и было оценено качество получившихся образцов с использованием следующих методик испытания:
Методика испытания Цель
Дилатометрия Фазовые изменения, которые происходят во время охлаждения легированных белых чугунов, часто сопровождаются усадкой сплавов как функции от температуры.
Металлография Присутствие перлита и других фаз легко выявляются микроструктурным исследованием.
Определение твердости Различные фазы в легированных белых чугунах показывают разный диапазон величин твердости
Содержание феррита Магнитная реакция легированных белых чугунов является указанием присутствия разнообразных фаз.
Краткое изложение результатов испытаний
Первые серии цилиндрических образцов основного сплава (Fe-20Cr-3,3С-O,6Si (мас.%)) и вариаций основного сплава нагревали в дилатометре до 1150°С, выдерживали в течение одного часа для гарантирования равновесия и охлаждали печь для получения усадочных кривых охлаждения.
Вышеупомянутая методика испытания точно моделирует скорость охлаждения отливок в песочной форме после застывания. Соответственно, образцы имеют свойства и микроструктуры, которые показывают свойства и микроструктуры отливок в отлитом виде.
Цилиндрические образцы были подвергнуты испытанию на твердость, определению содержания феррита и металлографическому исследованию.
Краткое изложение результатов металлографического испытания, определения твердости и феррита для каждого сплава представлены ниже в таблице 1.
Таблица 1
Краткое изложение результатов испытаний
Сплав (мас.%) № опыта Твердость (HV 50) Феррит (мас.%) Микроструктура
Основной сплав + 2Mn+2Мо OD674 766 32 не перлитная
Основной сплав (нет Mn/Мо) OD676 380 49 перлитная
Основной сплав + 1Mn OD677 420 47 перлитная
Основной сплав + 2Mn OD673 533 40 перлитная
Основной сплав + 3Mn OD681 719 33 следы перлита
Основной сплав + 4Mn OD675 700 24 не перлитная
Результаты испытаний для четырех из вышеуказанных сплавов (OD676, OD674, OD675 и OD681) дополнительно обсуждены ниже, особенно в контексте дилатометрических результатов.
Основной сплав (OD676) - без Мо/Mn
Усадочные характеристики основного сплава (т.е. сплава без молибдена и без марганца) во время охлаждения печи с 1150°С иллюстрируются дилатометрической кривой на Фиг.1.
Общая процентная линейная усадка ПЛУ (PLC) составляет примерно 2,1% при охлаждении через температурный интервал. Имеется резкое нарушение непрерывности в кривой охлаждения при температуре примерно 700°С, указывающее на образование нежелательного перлита при данной температуре.
Конечная твердость = 380 HV50 из-за присутствия мягкой ферритовой фазы в перлите.
Содержание феррита = 49% из-за полного превращения высокотемпературной аустенитной фазы в объемноцентрированный кубический феррит, который является ферромагнетиком, и отсутствия какого-либо остаточного гранецентрированного кубического аустенита, который является парамагнетиком.
Металлографическое исследование продемонстрировало присутствие перлита по всей микроструктуре.
Основной сплав + 2Mn + 2Мо (OD674)
Усадочные характеристики обычного легированного белого чугуна 20Cr-2Мо-2Mn во время охлаждения с 1150°С иллюстрируются дилатометрической кривой на Фиг.2.
Процентная линейная усадка (ПЛУ) составляет примерно 2,1% при охлаждении через температурный интервал. Наблюдаемая усадка является непрерывно снижающейся до температуры примерно 300°С, при этом нарушение непрерывности в кривой линейной усадки указывает на начало образования мартенсита (температура Ms).
Конечная твердость = 766 HV50 из-за присутствия мартенсита.
Содержание феррита = 32% из-за присутствия мартенсита и некоторого количества остаточного аустенита.
Металлографическое исследование продемонстрировало присутствие мартенсита и отсутствие нежелательного перлита в микроструктуре.
Основной сплав + 4Mn (OD675)
Усадочные характеристики основного сплава, без молибдена и содержащего 4% марганца в соответствии с настоящим изобретением, во время охлаждения печи с 1150°С иллюстрируется дилатометрической кривой на Фиг.3.
Общая процентная линейная усадка (ПЛУ) составляет примерно 2,3% при охлаждении через температурный интервал. Имеется нарушение непрерывности в кривой линейного охлаждения при температуре примерно 200°С, указывающее на начало образования мартенсита при данной температуре.
Конечная твердость = 700 HV50 из-за присутствия частичного превращения аустенитной фазы во вторичные карбиды и частичный распад аустенита, обедненного растворенными веществами, в мартенсит при охлаждении до комнатной температуры.
Содержание феррита = 24% из-за присутствия мартенсита и некоторого количества остаточного аустенита в микроструктуре.
Металлографическое исследование продемонстрировало отсутствие перлита в микроструктуре.
Основной сплав + 3Mn (OD681)
Усадочные характеристики основного сплава, без молибдена и содержащего 3% марганца в соответствии с настоящим изобретением, во время охлаждения печи с 1150°С иллюстрируются дилатометрической кривой на Фиг.4.
Общая процентная линейная усадка (ПЛУ) составляет примерно 2,0% при охлаждении через температурный интервал. Имеется нарушение непрерывности в кривой линейного охлаждения при температуре примерно 230°С, указывающее на начало распада остаточного аустенита в мартенсит (температура Ms) при данной температуре.
Конечная твердость = 719 HV50 из-за присутствия мартенсита.
Содержание феррита = 33% из-за присутствия мартенсита и некоторого количества остаточного аустенита в микроструктуре.
Металлографическое исследование продемонстрировало присутствие следов нежелательного перлита в железосодержащей матрице, которая состоит из аустенита, обедненного растворенными веществами, который частично превращен в мартенсит.
Итак, таким образом, вышеприведенные результаты для модельных образцов в отлитом виде указывают, что основной сплав + 4Mn (OD675) и основной сплав + 3Mn (OD681) в соответствии с настоящим изобретением имеют сопоставимые характеристики с обычным легированным белым чугуном 20Cr-2Mo-2Mn (OD674) и значительно лучшие характеристики, чем основной сплав (OD676), т.е. без Mn и без Мо.
Как указано выше, вышеописанная экспериментальная программа, включающая образование быстро охлажденных цилиндрических образцов и нагревание образцов до 1150°С и после этого охлаждение образцов в дилатометре, моделирует охлаждение легированных белых чугунов в песочной форме после застывания.
На практике такие отливки являются окончательно упрочненными путем термической обработки, обычно путем выдерживания при 950-970°С в течение периода времени и воздушного охлаждения до комнатной температуры.
Для того, чтобы исследовать влияние термической обработки на вышеиспытанный ряд легированных белых чугунов, цилиндрические образцы каждого сплава, изготовленные, как описано выше, были термически обработаны при 960°С в течение 4 часов, и после этого дали возможность охладиться до комнатной температуры.
Краткое изложение результатов металлографического испытания, определения твердости и феррита для четырех сплавов (OD674, OD676, OD681 и OD675) представлены ниже в таблице 2
Таблица 2
Краткое изложение результатов испытаний
Сплав (мас.%) № опыта Твердость (HV 50) феррит (мас.%) Микроструктура
Основной сплав + 2Mn + 2Мо OD674 857 32 не перлитная
Основной сплав OD676 371 52 перлитная
Основной сплав + 3Mn OD681 779 35 следы перлита
Основной сплав + 4Mn OD675 807 33 не перлитная
Из Таблицы 2 очевидно, что термическая обработка основного сплава + 4Mn (OD675) и основного сплава + 3Mn (OD681) в соответствии с настоящим изобретением имеют сопоставимые характеристики с обычным термообработанным легированным белым чугуном 20Cr-2Mo (OD674) и значительно лучшие характеристики, чем основной сплав (OD676), т.е. без Mn и без Мо.
В дополнительных сериях испытательной работы ряд легированных белых чугунов, содержащих систематические изменения в уровнях содержания хрома, молибдена и марганца в составе основного сплава (Fe-20Cr-3,3С-0,6Si (мас.%)), были произведены в электродуговой плавильной печи в инертной атмосфере. Сплавы были затем обработаны, как описано ниже, и качество получившихся образцов было оценено определением твердости, определением содержания феррита, дилатометрическим испытанием и металлографическим исследованием.
Образцы были обработаны, как изложено ниже.
(a) модельное литье в песочную форму - нагревание до 1150°С в печи дилатометра в инертной атмосфере со скоростью 3°С в минуту, выдерживание при температуре в течение 2 часов для достижения равновесия и охлаждение печи до температуры окружающей среды; и
(b) термическая обработка модельных отливок нагревом до 960°С в печи дилатометра в инертной атмосфере со скоростью 3°С в минуту, выдерживание при температуре в течение 4 часов и воздушное охлаждение до температуры окружающей среды для моделирования микроструктуры после термической обработки.
Краткое изложение результатов металлографического испытания, определения твердости и феррита для каждого сплава представлены ниже в Таблицах 3 и 4.
Таблица 3
Краткое изложение результатов испытаний модельных отливок
Сплав (мас.%) № опыта Твердость (HVB 50) Феррит (мас.%) Микроструктура
Основной сплав + 5Mn OD744 666 17 не перлитная
Основной сплав + 6Mn OD745 574 8,4 не перлитная
Основной сплав + 7Mn OD759
Figure 00000001
Figure 00000002
 не перлитная
Основной сплав + 8Mn OD749 536 2,5 не перлитная
Таблица 4
Краткое изложение результатов испытаний - термически обработанные образцы
Сплав (мас.%) № опыта Твердость (HV 50) Феррит (мас.%) Микроструктура
Основной сплав + 5Mn OD744 727 27 не перлитная
Основной сплав + 6Mn OD745 629 10 не перлитная
Основной сплав + 7Mn OD759 622 13,6 не
        перлитная
Основной сплав + 8Mn OD749 557 3,8 не
        перлитная
Микроструктурные и дилатометрические оценки вышеприведенных образцов указывают на то, что количество мартенсита в матрице каждого образца понижается с повышением концентрации марганца до точки, в которой при высоких концентрациях марганца (13%) нет мартенсита, и матрица содержала остаточный аустенит.
Данные испытаний в Таблице 4 демонстрируют, что марганец с уровнями содержания свыше 7 мас.% стабилизирует более мягкую аустенитную фазу и подавляет превращение в более твердую мартенситную фазу. Следовательно, содержания марганца более 7 мас.% неблагоприятно сказываются на окончательной твердости износостойких сплавов.
Могут быть сделаны многие модификации настоящего изобретения, как описано выше, без отклонения от сущности и объема настоящего изобретения.

Claims (9)

1. Отливка из легированного литейного белого чугуна, которая содержит сплав следующего состава, мас.%:
хром 20-25 углерод 3,3-6 марганец 4-7 кремний до 1,5 молибден до 2 никель до 4 микролегирующие элементы, выбранные из группы,   состоящей из титана, циркония, ниобия, бора,   ванадия и вольфрама, до 2% одного или более элементов железо остальное

при этом сплав указанного состава подвергнут литью, воздушному охлаждению до комнатной температуры и термообработке для получения микроструктуры, которая содержит эвтектические карбиды и первичные карбиды, диспергированные в железосодержащей матрице, которая содержит мартенсит и является, по меньшей мере, по существу свободной от перлита, в частности отливка содержит не более 2 об.% перлита.
2. Отливка по п.1, в которой сплав содержит 20-23 мас.% хрома.
3. Отливка по п.1, в которой сплав содержит 4-5,5 мас.% марганца.
4. Отливка по п.1 или 2, в которой железосодержащая матрица содержит мартенсит и остаточный аустенит.
5. Отливка по п.1 или 2, в котором эвтектические карбиды содержат карбиды М7С3, где М является металлом и С является углеродом.
6. Способ изготовления отливки из легированного литейного белого чугуна по любому из пп.1-5, который содержит этапы:
(a) образования жидкого расплава легированного литейного белого чугуна;
(b) заливки жидкого расплава в форму для образования отливки;
(c) предоставления отливке возможности охлаждения на воздухе до комнатной температуры;
(d) термообработки.
7. Способ по п.6, который содержит термическую обработку отливки путем:
(a) нагревания отливки до температуры аустенизации и выделения вторичных карбидов из железосодержащей матрицы; и после этого
(b) воздушное охлаждение отливки до комнатной температуры и превращение аустенита, обедненного растворенными веществами, в мартенсит.
8. Способ по п.7, в котором температура нагрева составляет 950-1000°С.
9. Способ по п.7 или 8, в котором этап (а) включает в себя выдерживание отливки при температуре нагрева в течение, по меньшей мере, 4 ч.
RU2005140101/02A 2003-05-22 2004-05-21 Износостойкий чугун RU2412272C2 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AU2003902535 2003-05-22
AU2003902535A AU2003902535A0 (en) 2003-05-22 2003-05-22 Wear resistant cast iron

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2009122266/02A Division RU2497972C2 (ru) 2003-05-22 2009-06-10 Износостойкий чугун

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2005140101A RU2005140101A (ru) 2006-06-27
RU2412272C2 true RU2412272C2 (ru) 2011-02-20

Family

ID=31501401

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2005140101/02A RU2412272C2 (ru) 2003-05-22 2004-05-21 Износостойкий чугун
RU2009122266/02A RU2497972C2 (ru) 2003-05-22 2009-06-10 Износостойкий чугун

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2009122266/02A RU2497972C2 (ru) 2003-05-22 2009-06-10 Износостойкий чугун

Country Status (8)

Country Link
US (1) US9222154B2 (ru)
CN (2) CN101418409B (ru)
AU (1) AU2003902535A0 (ru)
CL (1) CL2004001195A1 (ru)
RU (2) RU2412272C2 (ru)
TW (1) TW200500476A (ru)
WO (1) WO2004104253A1 (ru)
ZA (1) ZA200509488B (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2634336C1 (ru) * 2017-02-06 2017-10-25 Юлия Алексеевна Щепочкина Чугун
RU2643770C1 (ru) * 2017-02-06 2018-02-05 Юлия Алексеевна Щепочкина Чугун

Families Citing this family (47)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DK176544B1 (da) * 2006-09-08 2008-07-28 Smidth As F L Temperaturstabil stöbejernslegering samt anvendelse heraf
DK176960B1 (da) * 2006-09-08 2010-07-26 Smidth As F L Temperaturstabil støbejernslegering samt anvendelse heraf
CN100382892C (zh) * 2006-10-19 2008-04-23 上海大学 高铬含钨复合抗磨辊圈的制造方法
CL2008002676A1 (es) 2007-09-10 2010-01-04 Weir Minerals Australia Ltd Método para la producción de una pieza fundida, que comprende vaciar el material fundido en un molde para formar la pieza, dejar que se solidifique el material fundido; sacar el molde por lo menos parcialmente desde la pieza fundida y colocar la pieza fundida en una cámara que la rodea por completo, un aparato y pieza fundida.
CN101265547B (zh) * 2008-04-25 2010-06-02 北京工业大学 一种高铬锰铸铁轧辊及其制备方法
KR101091839B1 (ko) * 2009-03-10 2011-12-12 캐터필라정밀씰 주식회사 씰 제조용 합금주철, 씰 및 씰의 제조 방법
CN101555569B (zh) * 2009-05-11 2012-02-29 顾开明 高合金铸件及其生产工艺
CN101555570B (zh) * 2009-05-11 2012-02-29 顾开明 高铬镍五合金铸件及其生产工艺
EA024859B1 (ru) * 2010-02-01 2016-10-31 Уэйр Минералз Острэйлиа Лтд. Металлические сплавы, предназначенные для ударопрочного применения
AP3219A (en) 2010-02-05 2015-04-30 Weir Minerals Australia Ltd Hard metal materials
CN101886205B (zh) * 2010-07-07 2011-11-09 南京信息工程大学 一种耐磨铸铁合金及其制备方法
CN102071382B (zh) * 2011-01-14 2012-08-22 南京信息工程大学 一种耐蚀白口铸铁材料及制备方法
CN102051558B (zh) * 2011-01-14 2012-07-04 南京信息工程大学 一种耐磨阻尼麻口铁材料及其制备方法
JP5945935B2 (ja) * 2012-05-16 2016-07-05 新東工業株式会社 高クロム耐摩耗鋳鉄及びその製造方法
CN102851569B (zh) * 2012-09-26 2014-11-05 保定风帆精密铸造制品有限公司 一种耐高温抗磨白口铸铁件及生产方法
CN103014479A (zh) * 2012-11-26 2013-04-03 姚芙蓉 一种耐磨铸铁合金材料
CN103643137A (zh) * 2013-11-12 2014-03-19 铜陵市肆得科技有限责任公司 一种大型泵轴承用合金钢材料及其制备方法
CN103757562A (zh) * 2013-12-13 2014-04-30 芜湖金鹰机械科技开发有限公司 一种耐磨铸球材料及其制备方法
CN103741015A (zh) * 2013-12-27 2014-04-23 黄忠波 一种高耐磨性的高温稳定的铸铁合金
CN103741011A (zh) * 2013-12-27 2014-04-23 黄忠波 一种高耐磨性的温度稳定的铸铁合金
CN104152816B (zh) * 2014-07-14 2016-07-06 安徽省三方新材料科技有限公司 一种大型破碎机锤头
CN104120333B (zh) * 2014-08-07 2017-01-25 四川鸿舰重型机械制造有限责任公司 一种抗磨铸铁材料及制备其的方法和其制成的螺旋叶护板
US20170159148A1 (en) * 2015-12-08 2017-06-08 Caterpillar Inc. Seal rings comprising chromium and boron cast iron
US10391557B2 (en) 2016-05-26 2019-08-27 Kennametal Inc. Cladded articles and applications thereof
MA44552B1 (fr) * 2016-06-24 2020-11-30 Weir Minerals Australia Ltd Fontes blanches résistantes à l'érosion et à la corrosion
CN106065451B (zh) * 2016-07-06 2018-09-21 昆明理工大学 一种同时提高(Cr,Fe)7C3硬度和韧性的方法
CN106435126A (zh) * 2016-11-03 2017-02-22 广西大学 一种钒钛耐磨铸铁的热处理方法
CN106367656A (zh) * 2016-11-21 2017-02-01 常熟市张桥华丰铸造五金厂 一种回火稳定性好的高强度铸件
RU2643774C1 (ru) * 2017-02-15 2018-02-05 Юлия Алексеевна Щепочкина Чугун
CN107574360A (zh) * 2017-09-06 2018-01-12 马鞍山市万兴耐磨金属制造有限公司 一种高铬铸铁高强度合金耐磨球及其制造方法
AU2018379389B2 (en) * 2017-12-04 2024-02-22 Weir Minerals Australia Limited Tough and corrosion resistant white cast irons
RU2652922C1 (ru) * 2017-12-05 2018-05-03 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
RU2652928C1 (ru) * 2017-12-05 2018-05-03 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
US10344757B1 (en) 2018-01-19 2019-07-09 Kennametal Inc. Valve seats and valve assemblies for fluid end applications
RU2663955C1 (ru) * 2018-02-13 2018-08-13 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
RU2665644C1 (ru) * 2018-02-13 2018-09-03 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
CN109082579B (zh) * 2018-08-13 2020-04-17 天津沃盾耐磨材料有限公司 一种耐冲击耐磨复合钢板
US11566718B2 (en) 2018-08-31 2023-01-31 Kennametal Inc. Valves, valve assemblies and applications thereof
CN109957703A (zh) * 2019-04-12 2019-07-02 荆州市巨鲸传动机械有限公司 一种耐磨铸造高铬白口铸铁
CN110079725B (zh) * 2019-05-21 2020-07-14 石家庄工业泵厂有限公司 一种超高耐磨过共晶高铬铸铁材料、制备方法及其应用
CN111304521A (zh) * 2019-11-06 2020-06-19 上海金范机械铸造有限公司 提高球墨铸铁熔炼铁水纯净度的方法
CN111893373A (zh) * 2020-07-15 2020-11-06 中国兵器科学研究院宁波分院 一种高硬度耐磨铸铁及其制备方法
CN112899555A (zh) * 2021-01-20 2021-06-04 益阳金能新材料有限责任公司 一种高铬铸铁耐磨材料及其制备方法
CN113355589A (zh) * 2021-06-08 2021-09-07 湖南昱达新材料有限公司 一种用于钢管内衬的合金抗磨铸铁
CN113549812B (zh) * 2021-06-15 2022-11-15 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 一种高耐磨高铬铸铁万能辊环及其制备方法
CN114318116A (zh) * 2021-12-08 2022-04-12 河北澳金机械设备有限公司 KmTBCr26高铬铸铁的成分改良
US20230313331A1 (en) * 2022-03-29 2023-10-05 Townley Foundry & Machine Co., Inc. Hypereutectic white iron alloy comprising chromium, boron and nitrogen and cryogenically hardened articles made therefrom

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DD94263A (ru)
SU298682A1 (ru) 1969-06-16 1971-03-16
CA984185A (en) 1972-01-13 1976-02-24 Vsesojuzny Nauchno-Issledovatelsky I Proektno-Tekhnologichesky Institut Ugolnogo Mashinostroenia Wear-resistant cast iron and method of producing articles of same
GB1343013A (en) 1972-01-18 1974-01-10 Vni I Pt I Ugolnogo Mash Wear-resistant cast iron
JPS5161422A (en) 1974-11-27 1976-05-28 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Kakoseino suguretataimamochutetsu
DE2504483A1 (de) 1975-02-04 1976-08-05 Madhusudan Raghunath Tembe Martensitische weisse gusseisenlegierung
SU663748A1 (ru) 1976-06-28 1979-05-25 Предприятие П/Я А-1125 Белый износостойкий чугун
JPS5465116A (en) * 1977-11-01 1979-05-25 Kubota Ltd Wear resistant cast iron
FR2447753A1 (fr) 1979-02-05 1980-08-29 Thome Cromback Acieries Procede de fabrication de corps broyants a symetrie axiale en alliage ferreux et nouveaux corps broyants obtenus par ce procede
JPS5789453A (en) 1980-11-25 1982-06-03 Nippon Nenryo Kk Cast iron with tough skin resistive to wear suitable for crusher and methd of manufacture of the same
ZA844074B (en) * 1983-05-30 1986-04-30 Vickers Australia Ltd Abrasion resistant materials
SU1359329A1 (ru) 1986-07-29 1987-12-15 Днепропетровский инженерно-строительный институт Чугун
SU1366548A1 (ru) * 1986-08-08 1988-01-15 Донецкий политехнический институт Чугун
SU1375674A1 (ru) * 1986-09-22 1988-02-23 Всесоюзный Заочный Политехнический Институт Белый износостойкий чугун
JPS63121635A (ja) 1986-11-12 1988-05-25 Hitachi Ltd 高靭性合金鋳鉄
SU1735425A1 (ru) 1990-03-05 1992-05-23 Мариупольский металлургический институт Износостойкий чугун
SU1765236A1 (ru) 1990-06-27 1992-09-30 Донецкий политехнический институт Чугун
DE4493399T1 (de) * 1993-05-21 1996-08-22 Warman Int Ltd Mikrostrukturell verfeinerte Mehrphasengußteile
CN1065922C (zh) 1998-01-23 2001-05-16 中南工业大学 铬锰钨系抗磨铸铁
JP2001214990A (ja) * 2000-02-02 2001-08-10 Kubota Corp 固形物輸送用遠心鋳造製曲がり管

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
SU 66374S A, 28.05.1979. *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2634336C1 (ru) * 2017-02-06 2017-10-25 Юлия Алексеевна Щепочкина Чугун
RU2643770C1 (ru) * 2017-02-06 2018-02-05 Юлия Алексеевна Щепочкина Чугун

Also Published As

Publication number Publication date
CN101418409B (zh) 2011-07-06
CN101418409A (zh) 2009-04-29
RU2005140101A (ru) 2006-06-27
CL2004001195A1 (es) 2005-04-01
TW200500476A (en) 2005-01-01
ZA200509488B (en) 2006-12-27
CN1798856A (zh) 2006-07-05
RU2497972C2 (ru) 2013-11-10
US20070095443A1 (en) 2007-05-03
US9222154B2 (en) 2015-12-29
AU2003902535A0 (en) 2003-06-05
RU2009122266A (ru) 2010-12-20
WO2004104253A1 (en) 2004-12-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2412272C2 (ru) Износостойкий чугун
JP5087683B2 (ja) 低コスト、超高強度、高耐性の鋼材
US5002729A (en) Case hardenable corrosion resistant steel alloy and article made therefrom
JP5830244B2 (ja) 軸受及びその熱処理方法
JP2020536169A (ja) ステンレス鋼、ステンレス鋼をアトマイズすることにより得られるプレアロイ粉及びプレアロイ粉の使用
CA2412525C (en) Steel alloy, plastic moulding tool and tough-hardened blank for plastic moulding tools
US20160298225A1 (en) A steel alloy and a component comprising such a steel alloy
JP5945935B2 (ja) 高クロム耐摩耗鋳鉄及びその製造方法
JPH08127845A (ja) 黒鉛鋼及びその製品と製造方法
Cerah et al. Influence of martensite volume fraction and tempering time on tensile properties of partially austenitized in the (α+ γ) temperature range and quenched+ tempered ferritic ductile iron
JP2013227598A (ja) 鋳鉄鋳物とその製造方法
EP3126537B1 (en) Dual-phase stainless steel
US4395284A (en) Abrasion resistant machinable white cast iron
US20110114229A1 (en) Ausferritic Wear-Resistant Steel Castings
JP2004531642A (ja) 高強度の析出硬化性ステンレス鋼より作られた鋳造成形品及びその製造方法
JP2015203138A (ja) 鋳鉄鋳物とその製造方法
US3702269A (en) Ultra high strength ductile iron
JP7223997B2 (ja) 高硬度かつ靱性に優れる鋼
JP6328968B2 (ja) 球状黒鉛鋳鉄、及び球状黒鉛鋳鉄の製造方法
Halfa et al. Study on the Microstructure of Vanadium‐Modified Tungsten High‐Speed Steel‐Coded SAE‐AISI T1 Steel
EP0526467A4 (en) Air hardening steel
Inthidech et al. Effect of sub-critical heat treat parameters on hardness and retained austenite in Mo-containing high chromium cast irons
KR101713677B1 (ko) 전동피로수명 특성이 우수한 고질소 공기 경화형 베어링강 및 그 제조방법
Elghazaly et al. Influence of Vanadium and Boron Additions on the Microstructure, Fracture Toughness, and Abrasion Resistance of Martensite‐Carbide Composite Cast Steel
AU2004240953B2 (en) Wear resistant cast iron