CC BY
41
УДК 678.5.066
Ю. К. КОРЗУНИН В. П. РАСЩУПКИН Д. А. ЦУРКАН
Омский государственный технический университет Сибирская автомобильно-дорожная академия, г. Омск
ПОВЫШЕНИЕ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ МНОГОЦЕЛЕВЫХ ГУСЕНИЧНЫХ МАШИН
Проведенные исследования с применением плазменного легирования поверхности и объёмного модифицирования стали позволили повысить долговечность деталей ходовой системы гусеничных машин.
Ключевые слова: долговечность, износ, плазменное легирование, модифицирование РЗМ.
При эксплуатации многоцелевых гусеничных машин (МГМ) почти всегда создаются неблагоприятные условия, резко снижающие их надежность и долговечность.
Неблагоприятные воздействия возникаюттакже при неизбежных внешних или внутренних перегрузках за счет случайных флуктуаций энергии или действий внутренних концентратов напряжений. Создаются условия для появления и развития внешних (поверхностных) и внутренних повреждений в изделиях, таких как активный износ поверхностей, появление и развитие усталостных трещин или, что наиболее опасно, хрупкое разрушение.
Если же, следуя основным положениям синергетики, внешние воздействия строго регламентировать по их уровню (величине), то произойдет самоорганизация структуры металла, возникает определенный тип диссипативной структуры, приспособленной (соответствующей) этим внешним воздействиям. Отсюда открывается новый путь предварительного, организованного создания оптимальных структур сплавов по типу диссипативных структур упрочнения, значительно увеличивающих надежность и долговечность изделий в процессе их эксплуатации.
Синергетический подход к этой проблеме, предусматривающий обязательный обмен энтропией системы с внешней средой, может быть выражен в дозированном подводе внешней энергии, необходимой и достаточной для развития внутренних, самоорганизующихся коллективных явлений в металле для создания приспособленных субстук гур.
Снижение металлоемкости, повышение надежности и долговечности деталей машин и конструкций, работающих в условиях циклических нагружений, достигается направленным созданием оптимальной структуры сплава с учетом комплекса показателей его конструктивной прочности. Главным показателем прочности, определяющим металлоемкость изделия, является пределтекучести сплава. Уровень надежности выражается вязкостью разрушения при различных условиях их нагружения. Долговечность связана с накоплением усталостных напряжений в сплаве. Она определяется числом циклов до разрушения или скоростью развития усталостной трещины и рядом других показателей (например, износостойкостью или коррозионной стойкостью),
зависящих от условий эксплуатации конкретной машины или конструкции.
Все вышеперечисленные характеристики механического и физико-химического поведения сплава структурно-чувствительны, и поэтому научный путь повышения эксплуатационных свойств рассматривается в разработке таких упрочняющих технологий, которые привели бы к получению необходимых оптимальных структур на различных уровнях.
Учетнеравновесности, необратимости и нелинейности в процессах энергетического воздействия на металл и обмена веществом с окружающей средой позволяет максимально приблизить основные теоретические принципы упрочнения к реальным условиям обработки и эксплуатации промышленных сплавов.
Оценка оптимальности реальной структуры сплава для повышения усталостной прочности или долговечности может сочетаться с анализом конструктивной прочности по двум главным показателям: пределу текучести и вязкости разрушения.
Расширение применения высокомарганцовистой стали 110Г1 ЗА для деталей гусеничных машин ставит задачи по повышению износостойкости, усталостной прочности и соответственно долговечности деталей. Технологические литейные дефекты часто являются очагами зарождения трещин, приводящих к хрупкому разрушению изделий. Одним из путей устранения такого разрушения являются комплексное легирование стали и плазменная наплавка быстроизнашивающихся поверхностей деталей.
Микроструктуры серийной стали 1 ЮПЗЛи стали 110Г13ЛА с дополнительным легированием, выплавленных электродуговым способом, изучались на литых образцах, закаленных в воду с температуры 10504С. Исследовались также структуры после усталостною нагружения. Образцы нагружались пульсирующей нагрузкой, рост трещины от вершин острого надреза контролировали с помощью ультразвуковой установки для автоматического слежения [ 1 ]. Была проведена компьютерная обработка результатов. Коэффициент интенсивности напряжения к в вершину трещины находили методом конечных элементов (2,3].
Для изучения влияния легирующих элементов на размер аустенитного зерна и фазовый состав стали (выпадение или растворение карбидов, изменение объемной доли и морфологии неметаллических вклю-
ОМСКИЙ НАУЧНЫЙ КСТНИК №2 (90) ЗОЮ
Рис. I. Общий вид излома трака после циклических испытаний
1, 2,3 - места снятия реплик по зонам развития трещины
чений) использовался стереометрический и рентгено-структурный анализы. Структура стали 110Г13Л характеризуется крупным зерном аустенита (497 мкм), карбидными и оксидными нключениями, в основном, по границам зерна. Исследование структуры в зонах разрушения (рис. 1—3) показало, что после деформации в зернах аустенита развивается интенсивное скольжение. Интерференционная картина деформируемых участков, полученная на интерферометре Линника, представляет характерные для линий скольжения ступеньки. Скольжение, начинающееся от границ зерна в местах выпадения карбидов, развивается вдоль включений, причем наблюдается локализация линий скольжения в отдельных полосах. Это повышает вероятность внезапного хрупкого разрушения при невысоком уровне внешнего напряжения.
Введение в сталі. 110Г13Л 0,6 % Сг и 0,4 % N1 не вызывает увеличения размеров дендритов и аусте-нитного зерна (/4 = 360 мкм), но доля карбидной фазы возрастает. Карбиды располагаю тся таким образом, что образуют сплошную сетку. Дальнейшее увеличение содержания этих элементов вызывает рост зерна аустенита до 468 мкм и дендритов, усиление ликвации. По границам и по телу зерна располагаются цепочки глобулярных карбидных и оксидных включений.
Легирование несколькими элементами (1,3% Сг,
1,2 % ІМІ, 0,6 % Мо, 0,03 % Ті) с комплексом редкоземельных металлов (РЗМ.) в количестве примерно 0,1 % измельчает зерно до 284 мкм и почти полностью уничтожает карбидные и оксидные фазы на границах зерен. Величина суммарной межзеренной поверхности возрастает’ с 10,6 до 14,1 мм. Дальнейшее увеличение содержания хрома и никеля приводит к уменьшению этого параметра до 8,0 мм, что нежелательно, так как границы зерен тормозят распространение трещин [4].
Таким образом, комплексное легирование меняет структуру сталей, что отражается и на усталостных « характеристиках материалов. Можно утверждать,
| что комплексно легированная сталь имеет более вы-
- сокий коэффициент интенсивности напряжений на
I различных стадиях роста трещины [5). Это подгвер-
< ждается данными испытаниями по схеме трёхточеч-
* ного изгиба. Изделия из легированной стали выдер-
1 живают максимальное число циклов нагружения при
2 пульсирующем напряжении 120МПа (среднее
X значение числа циклов 1,8-106). При отклонении сос-
| тава сталей от оптимального, в частности, при увели-
| чении или уменьшении содержания комплекса РЗМ
I выше 0,2% или ниже 0,1 % наблюдается снижение
ШШ циклической стойкости изделия до 1,4 10л циклов.
Рис. 3. Вязкое субзёренное разрушение в стали, х500
Длинна скачка в области усталостного разрушения за один цикл нагружения, которая определяет скорость роста дефекта, минимальна для комплексно легированной стали с 0,1% РЗМ. Разработанные составы опытных сталей имеют следующие критерии линейной механики разрушения к)(.= 114,0;к(. = 96,0МПам1/2.
В областях долома в сталях, в которых содержание РЗМ больше 0,1 %, наблюдается разрушение но телу зерна путем двойникования (рис. 2). Интерференционная картина таких участков обнаруживает характерные для двойников двухгранные углы. Это согласуется с данными работы (6). где показано, что чрезмерное легирование сталей РЗМ может привести к увеличению содержания неметаллических включений в них. При этом изделия из высокомарганцовистой стали не являются хрупкими. Они хорошо выдерживают динамические нагрузки и не разрушаются. Высокое сопротивление истиранию объясняется большой склонностью стали к упрочнению и наклёпу при деформации.
Износ стали при испытаниях во вращающемся барабане в 2 — 3 раза меньше износа графитизиро-ваной стали и в 10 — 12 раз меньше износа углеродистой стали. Износ шаров из стали 110Г13 равен 3,78 г/кг за 470 часов работы мельницы.
Структурные изменения при трении протекают в несколько этапов. На начальном этапе происходит увеличение плотности дислокаций, образование их скоплений, формирование ячеистой и фрагментированной структуры, деформационное упрочнение и. соответственно, тонкая структура на поверхности. Изменения имеют неравномерный характер, что обусловлено дискретностью контакта при трении, с увеличением времени пути трения структура поверхностного слоя становится более однородной. После периода стабилизации структуры поверхностного слоя наступает период разупрочнения.
Интенсивные структурные измс! юния, обусловленные деформационным упрочнением и последующим разупрочнением, происходя т в поверхностном слое детали при работе в условиях циклических нагрузок.
Рис. 2. фрактограммы развития трещины - участки хрупкого скола, х 5500
При этом возникает структурная приспособляемость материала, заключающаяся в перестройке структуры поверхностного слоя в энергетически выгодную для данных условий нагружения. Взаимодействие трущихся тел и рабочей среды локализуются в тонком слое, характеризующемся особым структурно-фазовым состоянием — слоем «вторичных» структур. В высокомарганцовистой стали наблюдается динамическое равновесие процессов разрушения и образования вторичных структур. Наклёп активирует поверхностный слой, что приводит к росту скоростей диффузии и сокращению времени образования защитных «вторичных» структур.
На основе методов микрофрактографии и физического металловедения определены микрострук-турные характеристики прочности. Комплексное легирование с РЗМ повышает износостойкость и сопротивление развитию трещин в высокомарганцовис-тых сталях при усталостном и статическом нагружении.
Для повышения износостойкости стали перспективным является поверхностное плазменное легирование деталей и. в частости, наплавкой специальными литыми пластинчатыми электродами из стали 110П ЗА. Отсутствие оксидов марганца в исходных промышленных флюсах, применяемых при такой наплавке, способствует заметному окислению марганца и существенному уменьшению его содержания в наплавленном металле. Это приводит к снижению стабильности марганцевого аустенита и ухудшению физико-механических свойств стали. Исследования показывают, что применение безмарганцевых флюсов ведёт к снижению марганца в стали на 1,7 —
2,3 % абс. Содержание закиси марганца в отработанном шлаке достигает при этом 11 % (7).
Коэффициенты активности железа и марганца в стали идентичны и равны единице, поэтому в дальнейших расчётах считали значение условной константы равновесия. Для расчётов был выбран интервал температур 1873 — 2073 К.
Результаты экспериментов по наплавке и расчетные данные о термодинамически равновесном распределении марганца между шлаком и металлом свидетельствует о том, что при плазменной наплавки стали 1 ЮГ 1 ЗА с использованием флюса, не содержащего добавок оксида марганца, происходит интенсивное окисление марганца, причём процесс окисления не достигает равновесия, т.е. фактическое содержание марганца в шлаке иногда ниже расчётного. По всей видимости, важную роль здесь играют кинетические особешюсти плазменного процесса, т.е. кристаллизация происходит до достижения равновесия между металлом и шлаком.
Таким образом, для снижения окисления марганца стали 110Г1 ЗА в состав стандартных флюсов необходимо вводить раскислители типа элементов РЗМ и оксидов марганца. Чтобы оценить результаты исследований были изготовлены серийные детали траки гусеничных машин из опытной высокомарганцовисгой стали с дополнительным легированием и наплавкой зон изнашивания. Циклические испытания этих траков проводили по следующему режиму: максималь-
ная нагрузка — 80 кН, минимальная нагрузка — 24 кН, частота колебаний пульсатора — 698 кол./мин. В результате определено количество циклов до появления первой трещины длиной 5 — 7 мм. Оно составило примерно 330000 циклов. Количество циклов до разрушения трака составило примерно 400000 циклов.
Испытания траков на статический изгиб дали следующие результаты. Предельная нагрузка без разрушения составила 40000 — 46000 кг, стрела прогиба трака 80 — 110 мм.
Проведены эксплуатационные испытания трактов на различных грунтах. Они показали повышение ходимости опытных деталей.
Таким образом, можно сделать вывод что для повышения износостойкости и усталостной прочности деталей гусеничных машин из высокомарганцовистой стали целесообразно применять дополнительное легирование стали с добавками РЗМ. а также использовать плазменную наплавку изнашивающихся поверхностей на основе специальных флюсов также с применением РЗМ.
Библиографический список
1. Володин, В.Л. Модель прогнозирования усталостно-го разрушения. / В.Л. Володин, Ю.Л. Алюшин, Ю.Д. Коньков. -Заводская лаборатория, 1997. - N95. — С. 619 — 620.
2. Хеккель. К. Техническое применение механики разрушения / К. Хеккель. — М.: Металлургия. 1974. — С. 63.
3. Мотт, Дж. Ф. Основы механики разрушения / Дж. Ф. Нотт. — М.: Металлургия, 1976. — С. 256.
4. Финкель. В.М. Физика разрушения. Рост трещин в твердых телах / В.М. Финкель. — М : Металлургия. 1990. — С. 376.
* 5. Браун, М.П. Микролегирование стали / М. П. Браун. — Киев: Пауковая думка, 1982. — С. 30.
6. Валиц, К.А. Флюс для электрошлаковой наплапки высокомарганцовисгой стали. / Валиц К.А.. Шварцер А.Я. — Электрометаллургия. 1995. — Мй 4 — С. 26-28.
7. Валиц. КА. Рафинирование стали 110ПЗЛ при наплавке/ К.А. Валиц // Современные методы наплавки : тез. докл. Республнкан. науч. конф. — Харьков, 1981. — С.22 —23.
КОРЗУНИН Юрий Константинович, кандидат технических наук, доцент кафедры «Материаловедение и технология конструкционных материалов» Омского государственного технического университета.
РАСЩУПКИН Валерий Павлович, кандидат технических наук, профессор кафедры «Конструкционные материалы и специальные технологии» Сибирской автомобильно-дорожной академии. ЦУРКАН Денис Александрович, преподаватель военного центра Сибирской автомобильно-дорожной академии.
Адрес д\я переписки: 644050, г. Омск. пр. Мира, 11.
Статья поступила в редакцию 03.03.2010 г.
© Ю. К. Корзунин, В. П. Расщупкин, Д А Цуркан
