Усталостная прочность и износостойкость высокомарганцовистой стали Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

УДК 621.762:621.891.

В. П. РАСЩУПКИН В. В. АКИМОВ

Сибирская государственная автомобильно-дорожная академия

УСТАЛОСТНАЯ ПРОЧНОСТЬ И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ВЫСОКОМАРГАНЦОВИСТОЙ СТАЛИ

В статье повествуется о повышении износостойкости и усталостной прочности деталей гусеничных машин из высокомарганцовистой стали.

Расширение применения высокомарганцовистой стали 110Г1 ЗЛдля деталей гусеничных машин и горнодобывающего оборудования ставит задачи по повышению износостойкости и усталостной прочности деталей. Технологические литейныедефекты часто являются очагами зарождения трещин, приводящих к хрупкому разрушению изделий. Одним из путей устранения такого разрушения является комплексное легирование стали и электрошлаковая наплавка быстроизнашивающихся поверхностей деталей.

Микроструктуры стали 110 Г13Л и стали 110Г13Л с дополнительным легированием, выплавленных электродутовым способом, изучались на литых образцах, закаленных в воду с температуры 1050 С°. (рис. 1) Исследовались также структуры после усталостного нагружения по ГОСТ 23026-76. Образцы нагружались пульсирующей нагрузкой, рост трещины от вершин острого надреза контролировали с помощью ультразвуковой установки для автоматического слежения[1]. Была проведена компьютерная обработка результатов в соответствии с уравнением

%, = фà (2,4). Коэффициент интенсивности напряжения К в вершине трещины находили методом конечных элементов [5].

Для изучения влияния легирующих элементов на размер аустенитного зерна и фазовый состав стали (выпадение или растворение карбидов, изменение объемной доли и морфологии неметаллических включений) использовался стереометрический и рентгеноструктурный анализы. Структура стали 110Г1 ЗА характеризуется крупным зерном аустени-та ( 497 ) (рис.2 и 4), карбидными и оксидными включениями в основном., по границам зерна. Исследование структуры в зонах разрушения 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 (рис. 3).

Введение 0,6 % Сг и 0,4 % N1 не вызывает увеличения размеров дендридов и аустенитного зерна (1А = 360 мкм), но доля карбидной фазы возрастает. Карбиды располагаются таким образом, что образуют сплошную сетку. Дальнейшее увеличение содержания этих элементов вызывает рост зерна аустенита до 468 мкм и дендридов, усиление ликвации. По границам и по телу зерна располагаются цепочки глобулярных карбидных и оксидных включений.

Легирование несколькими элементами (1,3,1,2. % N1, 0,6 % Мо, 0,03 %Т\) с комплексом редкоземельных металлов (Р.З.М.) 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 [6,7].

Таким образом, комплексное легирование меняет структуру сталей, что отражается и на усталостных характеристиках материалов. Можно утверждать, что комплексно легированная сталь имеет более высокий коэффициент интенсивности напряжений на различных стадиях роста трещины [2]. Это подтверждается данными испытаниями по схеме

^ \

Гь 1х>

■г ■ -<../.«■■ -

? ¿Гг.*

. . , • • . Г' ч-,"" ' "X.

' >. 'Ч-У •л/" С > . . *У

т

-"Г

: тго— V-' _

- Л'Х- '

< & /

а б

Рис. 1. .Микроструктура стали (хЮО) 110Г13Л в литом состоянии, а) - сталь 110Г1ЭЛ; б) - сталь с дополнительным легированием

Рис. 1. Микроструктура стали после термообработки; в) -сталь 110Г13Л; г) -сталь 110Г13Л слегирующимн элементами

Г—

Л и *

Рис. 2. Микроструктура стали (х100). Крупное зерно аустенита

Рис. 4. Микроструктура стали (хЮО). Карбидные и оксидные п-ключенчя

Рис. 3. Фрактограммы развития трещины (х5500); а) и б) -участки хрупкого скола, х 5500; в) - следы «утомления» и линии скольжения

трёхточечного изгиба. Изделия из легированной стали выдерживают максимальное число циклов нагружения при пульсирующем напряжении 120МПа (среднее значение числа циклов 1,8' 101'). При отклонении состава сталей от оптимального, в частности, при увеличении или уменьшении содержания комплекса Р.З.М. выше 0,2% или ниже 0,1 % наблюдается снижение циклической стойкости изделия до 1,410" циклов. Длинна скачка в области усталостного разрушения за один цикл нагружения, которая определяет скорость роста дефекта, минимальна для комплексно легированной стали с 0, 1% Р.З.М., что подтверждается снижением коэффициента в уравнении А/^ = С„К" (4].

В областях долома в сталях, в которых содержание р.з.м. больше 0,1% наблюдается разрушение (рис.5) по телу зерна путем двойникования. Интерференционная картина таких участков обнаруживает характерные для двойников двухгранные углы. Это согласуется с данными роботы [8], где показано, что чрезмерное легирование сталей р.з.м. 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 графитизирова-ной стали и в 10-12 раз меньше износа углеродистой

стдли. Износ шаров ич .л али 110Г13 равен 3,78 г/кг за 47С часов работы ме \ьницы.

С1 руктурные измо! 1ения при трении протекают в несколько этапов. На начальном этапе происходит увеличение плотности дислокаций, образование их скоплений, формирование ячеистой и фрагмен-тироьаыной структур, деформационное упрочнение и соответственно тонкая структура на поверхности. Изменения имеют неравномерный характер, что обуслс влено 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 изменения, обусловленные деформационным упрочнением и последующим разупрочнением, происходят в поверхностном слое детали при работе в условиях циклических нагрузок.

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. Наклёц активирует поверхностный слой, что приводит к росту скоростей диффузии и сокращению времени образования защитных «вторичных» структур.

На основе методов микрофрактографии и физического металловедения определены микроструктурные характеристики прочности. Комплексное легирование с РЗМ повышает износостойкость и сопротивление развитию трещин в высокомарганцовистых сталях при усталостном и статическом нагружении.

Для повышения износостойкости стали перспективным является поверхностное легирование деталей и, в частности, наплавкой специальными литыми пластинчатыми электродами из стали 110Г13Л Отсутствие оксидов марганца в исходных промышленных флюсах, применяемых при такой наплавке, способствует заметному окислению марганца и существенному уменьшению его содержания в наплавленномм 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 ! ,7-2.3 % абс Содержание закиси марганца в отработанном шлаке достигает при этом 11 %[6].

Для изучения распределения марганца между шлаком заданного состава и металлом была произ-

Рис. 5. Фрактограммы разрушения; а и б) - зона «вытяжки» и вязкое субзеренное разрушение в комплексно легированной стали, х 500; в) - межзеренное разрушение в стали И0Г13Л,х 1000

ведена термодинамическая оценка процесса электрошлакового переплава стали 110Г13Л [7].

Коэффициент распределения марганца между шлаком и металлом рассчитывали по формуле

ЬМ„ = КМ „ (^еО) •

л п V / \ 1 •

уМпО

Коэффициенты активности железа и марганца в стали идентичны и равны единице, поэтому в дальнейших расчётах считали значение условной константы равновесия, равным значению константы К Мп. Для расчётов был выбран интервал температур 1873-2073 К, соответствующий реальным температурам электрошлакового процесса

Результаты экспериментов по наплавке и расчетные данные о термодинамически равновесном распределении марганца между шлаком и металлом свидетельствует о том, что при ЭШН стали 110 Г13Л с использованием флюса, не содержащего добавок оксида марганце, происходит интенсивное окисление марганца металла, причём процесс окисления не достигает равновесия, т.е. фактическое содержание марганца в шлаке иногда ниже расчётного. По всей видимости, важную роль здесь играют кинетические особенности электрошлакового процесса, т.е. кристаллизация происходит до достижения равновесия между металлом и шлаком.

Таким образом, для снижения окисления марганца при ЭШН стали 110Г13Л 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

Новые научно-технические разработки

Ремонтный состав РЕМЭК (ремонтная модифицированная эпоксидная композиция) с повышенными физико-механическими характеристиками

Институт химии Коми НЦ УрО РАН (г. Сыктывкар) разработал модифицированную эпоксидную клеевую композицию с повышенными физико-механическими характеристиками на основе эпоксидного олигомера ЭД-20 и полиэтиленполиамина с высокой степенью наполнения для ремонта и склеивания металлических изделий различного назначения при комнатной температуре. Модифицированные эпоксидные композиции обладают высокими физико-механическими характеристиками, хорошей износостойкостью, низким влагопоглощением. Ремонтные составы МЭРС и КОМЭС по разрушающему напряжению прочности на отрыв почти в два раза уступают составу РЕМЭК.

Институт химии Коми НЦ УрО РАН (г. Сыктывкар), (8212) 43-09-44.

высокомарганцовистой стали с дополнительным легированием и наплавкой зон изнашивания. Циклические испытания этих траков проводили по следующему режиму: максимальная 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 — оно 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 наплавку изнашивающихся поверхностей на основе специальных флюсов также с применением РЗМ.

Библиографический список

1.Володин В.Л. Модель прогнозирования усталостного разрушения / В,Л. Володин, Ю.А. Алюшин, Ю.Д. Коньков // Заводская лаборатория. - 1977. — №5. - С.619-620.

2. Качанов Л.М.Основы механики разрушения / Л.М. Ка-чанов. - М.: Физико-математическая литература, 1991. - 312 с.

3. Полевой С.Н. Упрочнение машиностроительных материалов / С.Н. Полевой, В.Д. Евдокимов. — М.: Машиностроение, 1994. - 420 с.

4. Финкель В.М. Физика разрушения. Рост трещин в твердых телах / В.М. Финкель, — М.: Металлургия, 1970. — С.376.

5. Браун М.Г1. Микролегирование стали / М.П. Браун. — Киев: Науковая думка, 1982. — С.30.

6. ВалицК.А. Рафинирование стали 1 ЮПЗЛпри наплавке/ К.А. Валиц, А.Я. Шварцер // Современные методы наплавки: тез. докл. республ. науч. конф. - Харьков, 1981. - С.22-23.

7. Григорян В.А; Теоретические основы электросталеплавильных процессов / В.А. Григорян, Л.Н Белянчиков, А.Я. Сто-махин. — М.: Металургия, 1979. —256 с.

8. Валиц К.А. Флюс для электрошлаковой наплавки высокомарганцовистой стали / К.А. Валиц, Ф.Я. Шварцер// Проблемы спец. электрометаллургии. - 1985. - №4. — С.26-28.

РАСЩУПКИН Валерий Павлович, к.т.н., доцент кафедры конструкционных материалов и специальных технологий.

АКИМОВ Валерий Викторович, кандидат технических наук, доцент, доцент кафедры конструкционных материалов и специальных технологий

Дата поступления статьи в редакцию: 10.03.06 г. © Расщупкин В.П., Акимов В.В.